PHP 5/6 и MySQL 6. Разработка Web-приложений [2 ed.] 9785977505819, 5977505817

Table of contents :
Введение
Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам для газонефтепроводов
1.1. Маркировка и прочностные характеристики труб для магистральных трубопроводов
1.2. Нормирование характеристик сопротивления разрушению труб для магистральных трубопроводов
1.3. Требования к химическому составу труб для магистральных трубопроводов
1.4. Структурно-фазовое строение трубных сталей разных классов прочности
Глава 2. Свариваемость трубных сталей и ее основные характеристики
2.1. Склонность трубных сталей к образованию горячих трещин
2.2. Склонность трубных сталей к образованию холодных трещин
Глава 3. Структурно-фазовые превращения при сварке трубных сталей разной категории прочности
3.1. Кинетика распада аустенита низколегированных сталей
3.2. Структурно-фазовые превращения при сварке трубных сталей категории прочности К38–К56
3.3. Структурно-фазовые превращения при сварке трубных сталей категории прочности К60–К80
Глава 4. Особенности выполнения сварочных работ на трубах, изготовленных из сталей разной категории прочности
4.1. Технология сварки прямошовных и спиральношовных труб
4.2. Сварка кольцевых монтажных стыков
4.3. Ремонт сваркой дефектов труб и сварных соединений газопроводов
4.3.1. Ремонт методами наплавки с отключением потока транспортируемого продукта
4.3.2. Ремонт методами наплавки без отключения перекачиваемого продукта
Глава 5. Опыт применения высокопрочных сталей при строительстве газопровода Бованенково – Ухта
Список литературы

Citation preview

ТРАДИЦИОННЫЕ И ПЕРСПЕКТИВНЫЕ СТАЛИ ДЛЯ СТРОИТЕЛЬСТВА МАГИСТРАЛЬНЫХ ГАЗОНЕФТЕПРОВОДОВ

Традиционные и перспективные стали для строительства магистральных газонефтепроводов

Москва • Логос • 2011

УДК 624 ББК 38 Т65 Рецензент В.М. Горицкий, доктор технических наук, профессор, заведующий Отделом экспертизы металлов ЗАО «ЦНИИПСК им. Н.П. Мельникова» Т65

Традиционные и перспективные стали для строительства магистральных газонефтепроводов / Л.А. Ефименко, О.Ю. Елагина, Е.М. Вышемирский, О.Е. Капустин, А.В. Мурадов, А.К. Прыгаев. – М.: Логос, 2011. – 316 с.: ил. ISBN 978-5-98704-573-2 Подробно рассмотрены вопросы применения традиционных и перспективных сталей для строительства магистральных газонефтепроводов. Проведено сопоставление требований нормативных документов к механическим свойствам и химическому составу труб для газонефтепроводов. Рассмотрены вопросы свариваемости трубных сталей разной категории прочности и показаны особенности структурно-фазовых превращений при сварке. Представлены особенности выполнения сварочных работ на трубах из высокопрочных сталей, освещен опыт их применения при строительстве газопровода в условиях Крайнего Севера. Для специалистов в области проектирования, строительства и эксплуатации трубопроводного транспорта. Может использоваться в учебном процессе при подготовке специалистов всех уровней, повышении квалификации и переподготовке кадров для газовой, нефтяной и металлургической промышленности и топливно-энергетических отраслей.

УДК 624 ББК 38 ISBN 978-5-98704-573-2 © Ефименко Л.А., Елагина О.Ю., Вышемирский Е.М., Капустин О.Е., Мурадов А.В., Прыгаев А.К., 2011 © Логос, 2011

Оглавление

Введение ................................................................................................ 7 Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам для газонефтепроводов ....................................................... 13 1.1. Маркировка и прочностные характеристики труб для магистральных трубопроводов.......................................... 16 1.2. Нормирование характеристик сопротивления разрушению труб для магистральных трубопроводов........... 32 1.3. Требования к химическому составу труб для магистральных трубопроводов.......................................... 63 1.4. Структурно-фазовое строение трубных сталей разных классов прочности....................................................... 86 Глава 2. Свариваемость трубных сталей и ее основные характеристики .........................................................101 2.1. Склонность трубных сталей к образованию горячих трещин........................................................................102 2.2. Склонность трубных сталей к образованию холодных трещин ...................................................................108 Глава 3. Структурно-фазовые превращения при сварке трубных сталей разной категории прочности...................................................133 3.1. Кинетика распада аустенита низколегированных сталей........................................................................................141 3.2. Структурно-фазовые превращения при сварке трубных сталей категории прочности К38–К56...................161 3.3. Структурно-фазовые превращения при сварке трубных сталей категории прочности К60–К80...................176 Глава 4. Особенности выполнения сварочных работ на трубах, изготовленных из сталей разной категории прочности ...................191 4.1. Технология сварки прямошовных и спиральношовных труб........................................................192 4.2. Сварка кольцевых монтажных стыков............................218

6

Оглавление

4.3. Ремонт сваркой дефектов труб и сварных соединений газопроводов.......................................................237 4.3.1. Ремонт методами наплавки с отключением потока транспортируемого продукта.............................241 4.3.2. Ремонт методами наплавки без отключения перекачиваемого продукта.............................................249 Глава 5. Опыт применения высокопрочных сталей при строительстве газопровода Бованенково – Ухта.......................280 Список литературы.............................................................................307

Введение

Россия принадлежит к числу крупнейших газодобывающих стран мира. Ее недра содержат 13 % мировых разведанных запасов нефти и 36 % газа [1]. По оценкам экспертов, в ближайшие 20–30 лет природный газ и нефть будут оставаться основными источниками энергии для человечества. Предполагается дальнейший рост мирового потребления природного газа. В России газ будет находиться на первом месте в топливно-энергетическом балансе страны. Одновременно Россия будет оставаться одним из крупнейших экспортеров газа, занимая около 25 % мирового рынка [2]. Важную роль в реализации энергетической политики страны, формировании новых газодобывающих регионов, межрегиональной системы транспорта энергоносителей и выхода на международные рынки играет развитие нефтегазового комплекса Северного региона России. При этом ключевое значение для развития добычи газа на долгосрочную перспективу имеет освоение месторождений полуострова Ямал. По оценкам специалистов, разведанные запасы газа 27 месторождений полуострова Ямал составляют более 10 трлн м3, а с учетом месторождений Приямальского шельфа – более 20 трлн м3 [1]. Газоконденсатные месторождения Севера будут оставаться основой устойчивого развития газовой промышленности России (рис. 1). Освоение Штокманского месторождения в Баренцевом море потребует строительства морского газопровода на материк и далее сухопутного газопровода до г. Волхова протяженностью 1350 км. Объем добычи газа будет доведен до 90–130 млрд м3. Приоритетным остается освоение месторождений в Восточной Сибири и на Дальнем Востоке (рис. 2), а также окончание сооружения Северо-Европейского газопровода. Значительная часть крупнейших месторождений нефти (Самотлорское, Приобское, Лянтовское, Салымское, Уренгойское, Мамонтовское и др.) также расположены в северных регионах России. В перспективе нефтью и газом Россия будет прирастать к морским месторождениям арктического шельфа, где сосредо-

Рис. 1. Карта освоения газовых ресурсов северных районов России [3]

8 Введение

Введение

9

Рис. 2. Карта освоения газовых ресурсов Восточной Сибири и Дальнего Востока [3]

точено до 80 % потенциальных запасов углеводородов страны. Морские трубопроводы, как правило, трубопроводы высокого давления. Уже в настоящее время, как показано выше, и в ближайшем десятилетии трубопроводы высокого давления будут находить все большее применение. С целью повышения эффективности разработки газовых месторождений предусматривают переход на транспортировку природного газа под давлением 9,8–11,7 МПа. В то же время следует учитывать, что большая часть действующих магистральных газопроводов рассчитана на рабочее давление до 7,4 МПа. В связи со значительной удаленностью газонефтедобывающих регионов от конечных потребителей углеводородного сырья важная роль в успешном развитии нефтяной и газовой промышленности принадлежит транспортной системе, что обуславливает высокие требования к ее техническому состоянию и эксплуатационным характеристикам. В настоящее время реализуется большая программа проектирования строительства крупных российских, транснациональных

10

Введение

и межконтинентальных трубопроводных систем, ориентированных на трубопроводы нового поколения. Это капитальные сооружения высокого уровня, надежности и эффективности, в создании которых использованы последние достижения современной науки и техники, принципы экологической безопасности. Среди реализуемых в них технических и технологических решений приоритет отдается таким вопросам, как снижение собственного энергопотребления и использование высокого давления. Высокое давление – это органичное техническое начало будущих трубопроводных систем. Для строительства трубопроводов высокого давления эффективно использование труб из высокопрочных сталей категории прочности Х80, Х100, а в перспективе до Х120 [1, 3]. Многие трубные предприятия Европы, Северной Америки и Японии изготавливают трубы таких классов прочности. В настоящее время не существует серьезных аргументов против использования этих труб для строительства новых трубопроводов, эксплуатируемых под давлением свыше 10 МПа. Тем более что в Германии, Словакии и Канаде были получены хорошие результаты при эксплуатации газопроводов, смонтированных из высокопрочных труб, благодаря чему существенно уменьшились металлоемкость, стоимость их сооружения и эксплуатации. Например, применение труб категории прочности Х80 при сооружении трубопроводов «Рургаза» привело к значительной экономии материала по сравнению с применением труб категории Х70 за счет снижения толщины стенки с 20,8 мм для Х70 до 18,3 мм для Х80 [4] (рис. 3, 4). Предварительная экономическая оценка использования сталей Х100 в трубопроводах высокого давления показала, что это может привести к снижению инвестиционных затрат на 7 % по сравнению с трубопроводами из сталей категории прочности Х80 и до 30 % по сравнению со сталями категории прочности Х70 [5]. Сравнительная оценка затрат на строительство трубопровода из сталей Х70 и Х120, выполненная компанией ExxonMobile (табл. 1) [6], также показала экономическую целесообразность использования высокопрочных трубных сталей в системах транспортировки углеводородного сырья на большие расстояния.

Введение

11

Металлоемкость трубопровода, т 170000 160000 150000 140000 130000 120000 110000 100000 90000 80000 70000 60000 50000

165000 145000 126000 101000

X70

X80 X100 X120 Категория прочности стали по API

Рис. 3. Возможная экономия материала с использованием высокопрочных материалов Заводская цена одной трубы 12,7 мм 15,9 мм 19,1 мм 25,4 мм

X60

X80 X100 X120 Категория прочности стали по API

Рис. 4. Заводская стоимость 1 т трубы для различных категорий прочности и толщины стенки с постоянной пропускной способностью

12

Введение

Таблица 1 Сравнение затрат на строительство наземного трубопровода из сталей Х70 и Х120 для транспортировки 85 млн м3 в сутки газа на расстояние более 3220 км, по оценке компании ExxonMobile Параметр Сталь X70 Характеристики трубопровода Диаметр, дюйм (мм) 58(1473) Давление, МПа 10 Количество ниток газопровода 6 Количество компрессорных станций 9 Стоимость в млн долл. США Трубы 1850 Транспортные расходы 800 Другие материалы 490 Строительство 1620 Компрессорные станции 1100 Непрямые расходы 910 Итого 6770

Сталь X120 46(1168) 19,3 5 7 1820 530 480 1300 1050 830 6010

Примечание: разница в цене сталей X120 и X70 – 250 долл. США/т.

В России опыт применения таких сталей при строительстве трубопроводов отсутствует. Использование труб класса прочности Х80 впервые реализуется при строительстве газопровода высокого давления (11,8 МПа) на трассе Бованенково – Ухта. Работы по освоению производства труб из высокопрочных сталей в последние годы активно проводятся на Выксунском, Волжском и Ижорском трубных заводах. Успешное использование высокопрочных сталей для строительства трубопроводов, особенно в условиях отрицательных температур, во многом будет определяться решением целого ряда проблем, связанных с вопросами их свариваемости, особенно в условиях отрицательных температур, и разработки рациональных технологических процессов сварки, обеспечивающих высокий уровень прочностных, пластических свойств сварных соединений, сопротивление хрупкому разрушению в процессе эксплуатации. Рассмотрению этих вопросов посвящены материалы данной книги.

Глава 1 Требования основных нормативных документов к трубам для газонефтепроводов

Трубы являются «основой» трубопровода. В зависимости от диаметра, рабочего давления и условий прокладки и эксплуатации трубопровода осуществляется выбор труб определенного класса или категории прочности, что включает в себя требования к прочностным и вязким свойствам, химическому составу металла труб, характеристикам его свариваемости, к геометрии труб и т.п. Развитие трубопроводных систем напрямую связано с развитием и совершенствованием трубных сталей. Первые газопроводы, построенные в период 1929–1946 годов (Баку – Батуми, 1929; Гурьев – Орск, 1933–1935; Саратов – Москва, 1946), были рассчитаны на небольшие рабочие давления, имели диаметр в пределах 219–377 мм, и для их строительства использовали трубы с пределом прочности не более 420 МПа. Необходимость увеличения пропускной способности газопровода и повышения рабочего давления до 5,5 МПа привела в 1947–1960 годах к появлению труб с уровнем прочностных характеристик в диапазоне 420–490 МПа и диаметром 530–820 мм. Следующим шагом в развитии трубопроводных систем (1960–1975) стал выпуск труб диаметром 1020–1420 мм с уровнем прочности 490–510 МПа, рассчитанных на давление 5,5–7,5 МПа. Разработка в период 1976–2005 годов трубных сталей и получение труб с пределом прочности 540–580 МПа позволили повысить давление в трубопроводных системах до 9,8 МПа, а появление в последние годы высокопрочных трубных сталей – до 11,7 МПа и выше. По данным работы [7], в ближайшее время рост мировой добычи нефти и газа будет сопровождаться усложнением условий эксплуатации месторождений (рис. 1.1). Как видно из сопоставительного анализа на рис. 1.1, доля сложных месторождений нефти и газа в период с 2003 по 2010 год увеличилась практически в два раза. В основном это происходит за счет

Антикоррозионное Защита от коррозии покрытие

KCV–20 50 Дж/см2

Трехслойное Пленочное, Пленочное, заводское на трассовое, на трассовое, на срок не мевосемь лет восемь лет нее 30 лет

KCU–60 39,2 Дж/см2

KCU–60 до 29,4 Дж/см2

Трещиностойкость Ударная вязкость сварного соединения сварного соединения

KCV–20 107,8 Дж/см2

KCV–20 78,4 Дж/см2

–20 °С/ –60 °С

К60 (Х70)

1420 мм, 9,8 МПа

2005–2007

–20 °С/ –60 °С

KCV0 39,2 Дж/см2

0 °С/ –40 °С

Температура эксплуатации / строительства

Хладостойкость

К60 (Х70)

1420 мм, 7,4 МПа

1980-е

Годы

Стойкость к протяж- Ударная вязкость осным разрушениям новного металла

К52 (Х60)

Категория прочности

1220 мм, 5,4 МПа

Металлоемкость

рабочее

1970-е

Диаметр, давление

Показатели

Производительность

Характеристики труб

Трехслойное заводское на срок не менее 30 лет

KCV–40 70 Дж/см2

KCV–40 250 Дж/см2

–20 °С/ –60 °С

К60 (Х70) К65 (Х80)

1420 мм, 11,8 МПа

2008

Динамика роста технических требований к трубам большого диаметра для ОАО «Газпром»

Таблица 1.1 14 Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

15

ввода в эксплуатацию месторождений с коррозионноактивными средами, подводных и расположенных в условиях отрицательных температур. Усложнение условий эксплуатации месторождений, в свою очередь, обуславливает растущие требования к трубной продукции. Динамика роста технических требований к трубам большого диаметра для газопроводов представлена в табл. 1.1 [7]. 2003 г.

Агрессивные среды эксплуатации, 6 %

Бурение и добыча в Арктике, 4 % Бурение и добыча в оффшорных зонах, 3% Битумы и тяжелая нефть, 7 %

Традиционные месторождения, 80 %

2010 г.

Агрессивные среды эксплуатации, 16 %

Бурение и добыча в Арктике, 6 % Бурение и добыча в оффшорных зонах, 14 % Традиционные месторождения, 57 % Битумы и тяжелая нефть, 7 % Рис. 1.1. Усложнение условий эксплуатации месторождений

16

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

Сегодня трубы диаметром 530–1420 мм составляют основу линейной части большинства нефтегазопроводов России. При этом основными, принятыми в качестве базовых для строительства магистральных газопроводов, являются трубы диаметром 1420 мм [8]. Для нефтепроводов используют трубы диаметром до 1220 мм [9]. Они составляют половину от всех труб, применяемых в нефтегазовой отрасли. В России в настоящее время освоено производство современных одношовных труб диаметром до 1067 мм, рассчитанных на давление 10 МПа и более; двухшовных – диаметром 1220 мм, на давление до 7,5 МПа; одношовных – диаметром 1420 мм с толщиной стенки до 42 мм; а также спиральношовных труб диаметром до 1420 мм, на давление до 9,8 МПа. Все выпускаемые трубы имеют наружное антикоррозионное покрытие и соответствуют требованиям российских ГОСТов и ряда зарубежных нормативных документов. Технология изготовления труб регламентируется техническими условиями производителя.

1.1. Маркировка и прочностные характеристики труб для магистральных трубопроводов Отечественная маркировка труб была регламентирована в ГОСТ 20295, который распространяется на стальные сварные прямошовные и спиральношовные трубы диаметром 159–820 мм, применяемые для сооружения магистральных газонефтепроводов, нефтепродуктопроводов, технологических и промысловых трубопроводов. Указанный стандарт подразделяет трубы в зависимости от уровня их механических свойств на следующие классы прочности: К34, К38, К42, К50, К52, К55, К60. В основу маркировки заложена минимально допустимая величина временного сопротивления разрыву, указанная в кгс/мм2. Требуемые значения механических свойств представлены в табл. 1.1.1. Выбор труб для строительства магистральных трубопроводов регламентируется СНиП 2.05.06-85* «Магистральные трубопроводы». Согласно этому документу для труб диаметром до 500 мм

1.1. Маркировка и прочностные характеристики труб...

17

используют спокойные и полуспокойные углеродистые и низколегированные стали. Для труб диаметром до 1020 мм применяют только низколегированные стали. Для труб диаметром до 1420 мм включительно применяют низколегированные стали в термически или термомеханически упрочненном состоянии. Таблица 1.1.1 Требования к механическим свойствам труб по ГОСТ 20295 Временное сопротивление разрыву σв, Класс МПа (кгс/мм2) прочности

Предел текучести σt, МПа (кгс/мм2)

Относительное удлинение d5, %

min К34

333 (34)

206 (21)

24

К38

372 (38)

235 (24)

22

К42

412 (42)

245 (25)

21

К50

485 (50)

343 (35)

20

К52

510 (52)

353 (36)

20

К55

539 (55)

372 (38)

20

588 (60)

412 (42)

16

К60

Маркировка труб для объектов газовой отрасли регламентируется СТО Газпром 2-2.1-249-2008 «Магистральные газопроводы», в котором, так же как в ГОСТ 20295, в основе маркировки труб лежит классификация по временному сопротивлению разрыву при одноосном растяжении (табл. 1.1.2). Для объектов ОАО «Газпром» выбор труб осуществляется в соответствии с СТО 2-2.1-131-2007 «Инструкция по применению стальных труб на объектах ОАО «Газпром», объединяющим в своем составе технические условия на трубы отечественных и зарубежных производителей для газовой отрасли. Для нефтяной промышленности основным нормативным документом, определяющим выбор труб и соединительных деталей, являются ОТТ 08.00-60.30 «Общие технические требования на нефтепроводные трубы большого диаметра», введенные к применению в отрасли с 2004 года. Требования гармонизированы

18

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

с зарубежными стандартами и спецификациями: ISO 3183-3:1999 Petroleum and natural gas industries – Steel pipe for pipeline – Technical delivery conditions – Part 3: Pipes of requirement class C; API Spec. 5L Specifications for Line Pipe, USA, 2000; EN 10208-2 «Европейский стандарт. Стальные трубы трубопроводов для горючих материалов. Технические условия»; ASTM A370-90a Standard Test Methods and Definitions for Mechanical Testing of Steel Products и др. Таблица 1.1.2 Механические свойства металла труб и соединительных деталей трубопроводов Класс прочности К65 К60 К56 К54 К52 К50 К48 К42

Временное Предел сопротивле- текучести ние разрыву st, МПа sВ, МПа min 640 555 590 485 550 450 530 415 510 390 490 360 470 290 415 245

Max отношение предела текучести к временному сопротивлению

Min относительное удлинение d, %

0,92 0,90 0,90 0,90 0,90 0,90 0,85 0,85

18,0 20,0 20,0 20,0 20,0 20,0 21,0 21,0

Согласно ОТТ 08.00-60.30.00-КТН-013-1-04, для магистральных нефтепроводов должны применяться трубы следующих классов прочности: К42, К48, К50, К52, К54, К55, К56, К60. В табл. 1.1.3 приведены требования к механическим свойствам труб различных классов прочности. Следует обратить внимание на то, что максимальные значения временного сопротивления разрыву sВ и предела текучести sТ не должны превышать установленные нормы для труб более чем на 108 МПа, а отношение предела текучести к временному сопротивлению разрыву (σsТ/σsВ) основного металла труб не должно превышать 0,90.

1.1. Маркировка и прочностные характеристики труб...

19

Таблица 1.1.3 Требования к механическим свойствам труб ОТТ 08.00-60.30.00-КТН-013-1-04

Класс прочности

Временное сопротивление разрыву sв, Н/мм2 (кгс/мм2)

Предел текучести σT, Н/мм2 (кгс/мм2)

Относительное удлинение d5, %

min К42

410 (42)

245 (25)

21

К48

470 (48)

265 (27)

21

К50

490 (50)

345 (35)

20

К52

510 (52)

355 (36)

20

К54

530 (54)

380 (39)

20

К55

540 (55)

390 (40)

20

К56

550 (56)

410 (42)

20

К60

590 (60)

460 (47)

20

Выбор труб для подводной части магистральных трубопроводов производится по СТО «Газпром» СН 39-1.8-2004, который идентичен Морскому стандарту DNV-OS-F101 «Подводные трубопроводные системы» классификационного общества DET NORSKE VERITAS – DNV (НОРВЕЖСКИЙ ВЕРИТАС) с редакционными изменениями для учета научно-технической терминологии, принятой в практике проектирования ОАО «Газпром». Согласно этому стандарту углеродисто-марганцевые стальные трубы в маркировке должны содержать следующие обозначения: · способ изготовления; · предел текучести; · уровень неразрушающего контроля; · индекс дополнительных требований по эксплуатации. В табл. 1.1.4 представлены требования к механическим свойствам труб согласно СТО Газпром СН 39-1.8-2004. Для спиральношовных труб большого диаметра базовыми являются ТУ 14-3Р-60-2003, которые разработаны с учетом требований API 5L и предусматривают, что выпускаемые трубы для

20

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

трубопроводов высокого давления по потребительским свойствам соответствуют требованиям API 5L, ASTM 7107, ISO 9000 и др. [7]. Таблица 1.1.4 Труба из C-Mn стали, механические свойства1,2 Предел текучести, МПа3

Предел прочности, МПа4

sТ / s В max5

Max твердость (HV 10)

Относительное удлинениеδ d5 min, %

245 290 360 415 450 485 555

370 415 460 520 535 570 625

0,90 0,90 0,90 0,92 0,92 0,92 0,92

270 270 270 270 270 300 300

22 21 20 18 18 18 18

Примечания: 1 Требования распространяются на испытания в поперечном (Т) и продольном (L) направлениях в соответствии с указанным в шапке для каждой из колонок. 2 Требования применимы к сварным или бесшовным трубам из C-Mn стали с пределом текучести вплоть до 555 МПа. Использование более высокой прочности должно быть предварительно согласовано. 3 Фактический предел текучести в продольном направлении не должен превышать нормативный предел текучести более чем на 120 МПа. 4 Нормативный предел прочности в продольном направлении может быть на 5 % ниже требуемых значений в поперечном направлении. 5 Отношение sТ/sВ в продольном направлении не должно превышать максимальное указанное значение в поперечном направлении более чем на 0,020 для стандартного материала и более чем на 0,030 для материала, предназначенного для эксплуатации в кислых средах.

Следует отметить, что в России на каждый крупный трубопроводный проект составляют специальные технические условия, которые, наряду со стандартными общепринятыми требованиями российских и зарубежных норм, отражают специфические особенности проекта. За рубежом используют единые методики проектирования и выбора труб для трубопроводных систем, которые отражены в следующих документах:

1.1. Маркировка и прочностные характеристики труб...

21

· ISO 3183:2007 «Промышленность нефтяная и газовая. Стальная труба для систем трубопроводного транспорта»; · стандарт API 5L «Спецификация на трубы для трубопроводов»; · стандарт ASME В31.8-2007 «Газотранспортная и распределительная система». Основным принципиальным различием отечественных и зарубежных нормативных документов является различие в подходе к определению класса прочности труб. В основе зарубежной маркировки труб заложен предел текучести, в то время как отечественная маркировка основана на величине временного сопротивления разрыву. ISO 3183 является зарубежным стандартом, объединившим технические требования к трубной металлопродукции основных производителей. Маркировка труб для трубопроводов согласно ISO 3183 «Стальная труба для систем трубопроводного транспорта» предусматривает наличие двух основных уровней стандартных технических требований для магистральных труб: PSL 1 и PSL 2. Уровень PSL 1 обеспечивает стандартный уровень качества для магистральных труб. Уровень PSL 2 предусматривает дополнительные требования по химическому составу, вязкости, прочности, а также 100%-но неразрушающий контроль трубной продукции. Маркировка труб по уровню PSL 2 включает в себя следующие характеристики: на первой позиции указывается вид продукции, обозначенный буквой L, затем следует минимально допустимая величина предела текучести, указанная в МПа (Н/мм2), и заканчивает маркировку кодировка металла труб в состоянии поставки, обозначаемая следующим образом: · R – cразу после прокатки; · N – прокатан до состояния нормализации, формоизменен до состояния нормализации, нормализован или нормализован и отпущен; · Q – закален и отпущен; · М – термомеханически прокатан или термомеханически формоизменен. Прочностные свойства металла труб уровня PSL 2 должны соответствовать приведенным в табл. 1.6.

245 (35 500)

290 (42 100) 320 (46 400) 360 (52 200)

L290R или X42R L290N или X42N L290Q или X42Q L290M или X42M

L320N или X46N L320Q или X46Q L320M или X46M

L360N или X52N L360Q или X52Q L360M или X52M

2

min

530 (76 900)

525 (76 100)

495 (71 800)

450е (65 300)е

3

max

Предел текучестиа Rt0,5b, МПа (фунтов/кв. дюйм)

L245R или BR L245N или BN L245Q или BQ L245M или BM

1

Марка трубы

460 (66 700)

435 (63 100)

415 (60 200)

415 (60 200)

4

min

760 (110 200)

760 (110 200)

760 (110 200)

760 (110 200)

5

max

Предел прочности на растяжениеа Rm, МПа (фунтов/кв. дюйм)

Сварные швы труб HFW, SAW и COW

0,93

0,93

0,93

0,93

6

f

f

f

f

7

460 (66 700)

435 (63 100)

415 (60 200)

415 (60 200)

8

Min Min предел прочносMax отноудлити на растяжение d шение a, b, c нение Rm, МПа Rt0,5/Rm Af, % (фунтов/кв. дюйм)

Тело бесшовных и сварных труб

Требования по результатам испытаний на растяжение для труб PSL 2

Таблица 1.1.5 22 Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

0,95 0,97е 0,99g

775 695 915 (112 400) (100 800) (132 700)

690 840 760 990 (100 100) (121 800) (110 200) (143 600) 1 050 915 1 145 830 (120 400) (152 300) (132 700) (166 100)

L690M или X100M

L830M или X120M

0,93

0,93

0,93

625 (90 600)

825 (119 700)

760 (110 200)

760 (110 200)

0,93

L625M или X90M

L555Q или X80Q L555M или X80M

535 (77 600)

760 (110 200)

0,93

625 (90 600)

485 (70 300)

L485Q или X70Q L485M или X70M

600 (87 000)

520 (75 400)

760 (110 200)

6

705 (102 300)

450 (65 300)

L450Q или X65Q L450M или X65M

565 (81 900)

490 (71 100)

5

555 (80 500)

415 (60 200)

L415N или X60N L415Q или X60Q L415M или X60M

545 (79 000)

4

570 (82 700)

390 (56 600)

L390N или X56N L390Q или X56Q L390M или X56M

3

635 (92 100)

2

1

f

f

f

f

f

f

f

f

7

915 (132 700)

760 (110 200)

695 (100 800)

625 (90 600)

570 (82 700)

535 (77 600)

520 (75400)

490 (71 100)

8

Окончание табл. 1.1.5 1.1. Маркировка и прочностные характеристики труб... 23

24

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам... Примечания: а

Для промежуточных марок разность между установленным максималь-

ным пределом текучести и установленным минимальным пределом текучести должна соответствовать данным, приведенным в таблице для следующей более высокой марки, а для промежуточных марок ниже марки L555 или Х80 предел прочности на растяжение должен быть ≤ 760 МПа (110 200 фунтов/кв. дюйм). Для промежуточных марок ниже марки L555 или Х80 максимально допустимый предел прочности на растяжение должен выводиться интерполяцией. Для единиц SI вычисленное значение должно округляться до ближайших 5 МПа. Для единиц USC вычисленное значение должно округляться до ближайших 100 фунтов/кв. дюйм. Разность между установленным минимальным пределом прочности на растяжение и установленным минимальным пределом текучести должна соответствовать данным, приведенным в таблице для следующей более высокой марки. b

Для марок > L625 или Х90 применяется Rp0,5.

с

Данное предельное значение применяется для труб с D > 323,9 мм (12,750

дюйма). d

Для промежуточных марок установленный минимальный предел про-

чности на растяжение для сварного шва должен представлять такое же значение, какое было определено для тела трубы и приведено в подстрочном примечании а. е

Для труб с D < 219,1 мм (8,625 дюйма) максимальный предел текучести

должен быть ≤ 495 МПа (71 800 фунтов/кв. дюйм). с

Установленное минимальное удлинение Af , выраженное в про-

центном отношении и округленное до ближайшего процентного знаA x0c, 2 чения, должно определяться по следующей формуле: A f = C 0 , 9 , U где C составляет 1940 для вычислений с использованием единиц SI и 625 000 для вычислений с использованием единиц USC; Axc – площадь поперечного сечения соответствующего образца для испытаний на растяжение, выраженная в мм2 (кв. дюймах) следующим образом: • для образцов для испытаний с круглым поперечным сечением 130 мм2 (0,20 кв. дюйма), для образцов для испытаний диаметром 12,5 мм (0,500 дюйма) и 8,9 мм (0,350 дюйма); и 65 мм2 (0,10 кв. дюйма) для образцов для испытаний диаметром 6,4 мм (0,250 дюйма);

1.1. Маркировка и прочностные характеристики труб...

25

• для образцов для испытаний полного сечения менее а) 485 мм2 (0,75 кв. дюйма) и b) площади поперечного сечения образцов для испытаний выведенной, используя установленный наружный диаметр и установленную толщину стенки трубы, округленных до ближайших 10 мм2 (0,01 кв. дюйма); • для образцов для испытаний полос менее а) 485 мм2 (0,75 кв. дюйма) и b) площади поперечного сечения образца для испытаний выведенной, используя установленную ширину испытательного образца и установленную толщину стенки трубы, округленные до ближайших 10 мм2 (0,01 кв. дюйма); U – установленный минимальный предел прочности на растяжение, выраженный в МПа (фунтах/кв. дюйм). g

Меньшие значения отношения Rt0,5/Rm могут быть установлены по со-

гласованию для труб L690 или Х100 и L830 или Х120.

Стандарт API Specification 5L (43-е издание) «Спецификация на трубы для трубопроводов», так же как и ISO 3183, устанавливает требования для двух уровней продукции: PSL 1 и PSL 2. Эти две категории PSL предназначены для определения различных уровней стандартных требований. Спецификация PSL 2 содержит обязательные требования по углеродному эквиваленту, ударной вязкости образца с надрезом, максимальному пределу текучести и максимальному пределу прочности на разрыв. Основой маркировки труб категории PSL 2 являются значения предела текучести, указанные в фунтах/кв. дюйм (psi), которые должны соответствовать требованиям прочности при растяжении, приведенным в табл. 1.1.6. Анализ представленных данных по особенностям маркировки труб в отечественных и иностранных стандартах показывает, что ключом для трансляции может служить предел текучести. При этом в качестве основы для трансляции отечественной маркировки труб могут быть использованы прочностные свойства по ISO 3183 и API 5L. Сравнительный анализ нормативных требований к трубам по данным разных стандартов и трансляция различных категорий или классов прочности труб представлены в табл. 1.1.7.

26

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

Таблица 1.1.6 Требования к механическим свойствам при растяжении для PSL 2

min

max

min

max

Min удлинение на длине 2 дюйма (50,8 мм), %*

В

241 (35)

448 (65)

414 (60)

758 (110)

а

Х42

290 (42)

496 (72)

414 (60)

758 (110)

а

Х46

317 (46)

524 (76)

434 (63)

758 (110)

а

Х52

359 (52)

531 (77)

455 (66)

758 (110)

а

Х56

386 (56)

544 (79)

490 (71)

758 (110)

а

Х60

414 (60)

565 (82)

517 (75)

758 (110)

а

Х65

448 (65)

600 (87)

531 (77)

758 (110)

а

Х70

483 (70)

621 (90)

565 (82)

758 (110)

а

Х80

552 (80) 690 (100)

621 (90)

827 (120)

а

Категория прочности

Предел текучести, МПа (psi)

Предел прочности, МПа (psi)

* Минимальное удлинение на длине 2 дюйма (50,8 мм) определяется по следующему уравнению: е = 1,944 (А 0,2/U 0,9),

(1.1)

где: е – минимальное удлинение на длине 2 дюйма (50,8 мм), %; А – площадь применяемых при испытаниях образцов, мм2; U – установленный минимальный предел прочности при растяжении, МПа.

* В скобках указаны данные по СТО Газпром 2-2.1-249-2008.

Таблица 1.1.7 Сопоставление нормативных требований ряда стандартов к трубам Отечественные стандарты ГОСТ 20295-91) Иностранные стандарты ISO 3185 и API 5L и СТО Газпром 2-2.1-249-2008* Марка трубы Предел Предел Марка Предел Предел sт /sв sт /sв текучести, прочноспо ГОСТ текучести, прочности, по ГОСТ по ISO по API 5L по API 5L МПа ти, МПа 20295-91 МПа МПа 20295-91 К34 206 333 0,62 К38 235 372 0,63 L245 В 245 415 0,59 К42(К42) 245 (245) 412 (415) 0,59 (0,59) L290 Х42 290 415 0,70 (К48) (290) (470) (0,62) L320 Х46 320 435 0,74 К50 343 485 0,71 L360 Х52 360 460 0,78 К52(К50) 353 (360) 510 (490) 0,69 (0,73) К55 372 539 0,69 L390 Х56 390 490 0,80 (К52) (390) (510) (0,76) L415 Х60 415 520 0,80 К60 (К54) 412 (415) 588 (530) 0,70 (0,78) L450 Х65 450 535 0,84 (К56) (450) (550) (0,82) L485 Х70 485 570 0,85 (К60) (485) (590) (0,82) L555 Х80 555 625 0,89 (К65) (555) (640) (0,87) L625 Х90 625 695 0,90 L690 Х100 690 760 0,91 L830 Х120 830 915 0,91 1.1. Маркировка и прочностные характеристики труб... 27

28

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

При этом следует отметить, что отечественные трубы, отнесенные к одной категории прочности по значениям предела текучести, должны, согласно ГОСТ 20295 и СТО Газпром 2-2.1-2492008, обладать более высоким уровнем предела прочности, чем импортные трубы, регламентированные по API 5L или ISO 3183. Разница в требованиях к уровню этих двух показателей механических свойств в отечественных и иностранных стандартах отражается в значениях отношения sт/sв. Сопоставление данных по величине отношения sт/sв для труб с разным пределом текучести представлено на рис. 1.1.1. Отношение предела текучести к пределу прочности

0,95 0,90 0,85

ISO, API 5L

0,80

ГОСТ

0,75

СТО Газпром

0,70 0,65 0,60 200

400 600 800 Предел текучести, МПа

Рис. 1.1.1. Изменение соотношения прочностных свойств труб по данным разных стандартов

Как видно из полученных графиков, рост указанного соотношения прочностных свойств, по данным отечественного ГОСТ 20295 и СТО Газпром 2-2.1-249-2008, происходит несколько медленнее, чем для ISO 3183 и API 5L. В отечественной нормативной документации соотношение sт /sв регламентируется СНиП 2.05.06-85, который определяет, что трубы из углеродистой стали должны иметь соотношение sт /sв не более 0,75; из низколегированной нормализованной стали – не более 0,8; из дисперсионно-твердеющей нормализаванной и термически упрочненной стали – не более 0,85; а из стали контролируемой прокатки, включая бейнитную, – не более 0,9. Использование требований СНиП 2.05.06-85 позволяет осуществить маркировку труб, выходящих по уровню прочност-

1.1. Маркировка и прочностные характеристики труб...

29

ных свойств за пределы, регламентируемые по ГОСТ 20295 (табл. 1.1.8). Таблица 1.1.8 Сопоставление маркировки высокопрочных труб по API 5L с маркировкой труб, принятой в отечественной практике Маркировка по API 5L

Предел текучести, МПа

sт /sв по ГОСТ 20295

Х42

290

Х52

Предел прочности Маркировка

МПа

кгс/мм2

0,7

414

42

К40 – К42

360

0,75

480

49

К48 – К50

Х60

415

0,8

519

53

К52 – К54

Х70

485

0,85

571

58

К56 – К58

Х80

555

0,9

617

63

К60 – К62

Х90

625

0,9

694

71

К70 – К72

Х100

690

0,9

767

78

К78 – К80

Иностранные стандарты также регламентируют максимально допустимое значение отношения sт /sв. Так, согласно данным ISO 3183, трубы с пределом текучести от 245 до 555 МПа должны иметь значение отношения показателей их прочностных свойств не более 0,93, а для труб, изготовленных из высокопрочных сталей, это соотношение повышается до 0,95 – для труб с пределом текучести 625 МПа, 0,97 – для 690 МПа и 0,99 – для 830 МПа. По данным DVN-OS-F101, регламентируемое максимальное соотношение sт/sв несколько ниже и составляет для труб с пределом текучести 245–360 МПа 0,9, для более высокопрочных труб повышается до 0,92. API 5L предусматривает максимальное значение соотношения sт/sв на уровне 0,93 для труб, экспандированных в холодном состоянии. Отношение sт /sв является важной характеристикой стали, так как позволяет судить о запасе ее устойчивости к пластической деформации. На диаграмме растяжения участок пластической деформации соответствует отрезку между точками 3 и 4 (рис. 1.1.2).

30

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам... 4 P

5 2

3

Pпц Pупр Pт

Pк

Pв

1

DJупр

DJупр

DJ

Рис. 1.1.2. Схема диаграммы одноосного растяжения

На этом участке образец подвергается равномерной пластической деформации, распределенной по длине образца, которая заканчивается в момент образования на образце шейки и последующего разрушения. Рост нагрузки после точки 3, характеризующей достижение предела текучести, вызван способностью металла самоупрочняться в процессе пластической деформации. При этом степень деформационного упрочнения, максимальная в начале пластической деформации, по мере ее развития постепенно уменьшается, стремясь к нулю, что отражается на постепенном снижении угла наклона отрезка кривой на участке 3–4. Изменение деформирующей силы в ходе деформации зависит от влияния двух процессов, действующих противоположно: деформационного упрочнения материала и геометрического разупрочнения вследствие утонения образца [10]. Пока рост нагрузки за счет деформационного упрочнения перекрывает ее падение вследствие уменьшения площади сечения образца, деформация устойчива и деформирующая сила растет. Рост силы за счет деформационного упрочнения затухает со временем и на какой-то стадии деформации становится недостаточным, чтобы компенсировать влияние уменьшения площади поперечного сечения образца. С этого момента деформация протекает при понижающейся нагрузке, теряет устойчивость, наступает ее локализация. Потерю устойчивости

1.1. Маркировка и прочностные характеристики труб...

31

процесса деформирования вследствие нарушения баланса между скоростью падения механического сопротивления из-за утонения стержня и скоростью деформационного упрочнения следует рассматривать как исчерпание несущей способности конструкции. Если деформационное упрочнение при нагружении не возникает, потеря устойчивости начинается вскоре после достижения материалом предела текучести, и отношение sт /sв стремится к 1, как это наблюдается у хрупких материалов, например чугунов (рис. 1.1.3). Eп /sт 4,5 4,0 3,5 3,0 2,5 2,0 1,5 1,0 0,5 0,55 0,6 0,65 0,7 0,75 0,8 0,85 0,9 0,95 1

sт /sв

а) eр

0,8 0,7 0,6 0,5 0,4 0,3 0,2 0,1 0 0,5 0,55 0,6 0,65 0,7 0,75 0,8 0,85 0,9 0,95 1

sт /sв

б) Рис. 1.1.3. Зависимость а) модуля пластического упрочнения и б) деформации eε p от отношения предела текучести к временному сопротивлению [11]

32

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

Таким образом, величина sт /sв является весьма важным показателем, характеризующим способность стали к деформационному упрочнению в процессе пластической деформации. Чем меньше эта величина, тем выше запас устойчивости стали к пластической деформации, тем больше равномерное относительное удлинение образца (ep) без зарождения локального утонения, переходящего в трещину. С этих позиций при выборе труб с одинаковым уровнем предела текучести, но разным соотношением sт /sв предпочтение следует отдавать тем, у которых указанное соотношение меньше.

1.2. Нормирование характеристик сопротивления разрушению труб для магистральных трубопроводов Магистральные трубопроводы – сооружения большой протяженности, подвергающиеся действию широкого спектра нагружений разного рода как при строительстве, так и в процессе эксплуатации. В связи с этим при появлении на отдельных участках трубопроводов различных дефектов последние в сочетании с высоким внутренним давлением выступают как концентраторы напряжений. Это обуславливает необходимость предъявления к сталям, используемым для строительства трубопроводов, требований по чувствительности к действию концентраторов напряжений, а также оценки их влияния на возникновение и развитие разрушений. В этом отношении газопроводы находятся в значительно менее благоприятных условиях, чем нефтепроводы [17]. На газопроводах большая сжимаемость газа создает в транспортируемом продукте большой запас аккумулированной энергии. В этих условиях зародившееся разрушение может развиваться на большую длину под влиянием «рвущей» металл энергии сжатого газа. В нефтепроводах в силу малой сжимаемости жидкости такого не происходит. Вытекание в разрыв, образовавшийся в области концентратора напряжений, некоторого количества жидкого продукта приводит к падению давления и снижению напряжений в стенке трубы. Способность металла труб и сварных соединений противостоять лавинным хрупким и протяженным вязким разрушениям является важнейшей характеристикой.

1.2. Нормирование характеристик сопротивления разрушению труб... 33

Возникновение дефектов в металле изделия, и особенно дефектов в виде трещин на поверхности, играет большую роль в процессе разрушения. В районе таких дефектов происходит значительный рост уровня напряженного состояния. Коэффициент концентрации напряжений (К) в вершине дефекта зависит от его глубины и остроты (радиуса основания). Этот эффект концентрации напряжений определяется соотношением величины напряжений (sσ) в ровной бездефектной части изделия вдали от дефекта (средние или номинальные напряжения) к величине напряжений (σsК) в области дефекта (концентратора). Считают, что величина этого коэффициента, зависящая от глубины концентратора и радиуса его основания, определяется выражением [17]:

K=

,

(1.2)

где: l – полудлина внутреннего или длина одностороннего наружного дефекта; r – радиус основания дефекта. Как правило, у значимых для разрушения дефектов l намного больше r, поэтому член l/r на порядок превышает единицу. Таким образом, можно считать, что уровень напряжений в вершине дефекта (σsК) на порядок превышает средний уровень напряжений в изделии или поверхностном слое в целом. (1.3) Трещина является самым острым дефектом (r → 0). Если трещина образовалась как следствие скопления дислокаций, то радиус ее основания должен быть соизмерим с параметром кристаллической решетки металла и равен 10–7 мм [17]. При таких размерах радиуса основания трещины даже при очень небольшой ее длине (1 мм) коэффициент концентрации будет большим и при допустимых средних напряжениях в изделии на уровне 0,6σσsТ металла напряжение в основании концентратора для низколегированной стали превысит величину в 20 000 МПа, т.е. окажется выше теоретической прочности металла. Предельная длина трещины, при которой напряжения в ее вершинах превышают предел прочности материала, называется критической длиной трещины (lКР). При длине трещины менее критической ее продвижение и разрушение происходят медленно, при глубине тре-

34

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

щины больше критической этот процесс протекает с большой скоростью – лавинно. При достижении критической длины трещины разрушение происходит хрупко, отрывом без пластической деформации и будет развиваться безостановочно, если не изменятся условия в устье движущейся трещины. Условия могут измениться в том случае, если трещина «затупится» – увеличится радиус ее основания или если снизится уровень внешних (средних) напряжений в изделии. И в том и в другом случае уменьшится уровень напряжений в основании трещины. Когда эти напряжения станут ниже предела прочности металла, развитие трещины замедлится и начнется пластическая деформация металла. Пока напряжения в вершине трещины достаточно высоки, степень этой пластической деформации будет невелика, но наличие даже небольшой пластической деформации существенно сказывается на протекании разрушения. Во-первых, и, наверное, это главное, протекание пластической деформации приводит к затуплению трещины, а это обусловливает уменьшение концентрации напряжений в ее вершине. Во-вторых, протекание пластической деформации приводит к релаксации и снижению напряжений в той части металла, где она протекает. На пластическую деформацию расходуется значительная часть энергии внешней силы и уменьшается энергия, затрачиваемая на разрушение. Таким образом, протекание пластической деформации в основании движущейся трещины тормозит разрушение и определяется переходом от хрупкого разрушения к вязкому. Вязкое разрушение – это такое разрушение, которое сопровождается большой пластической деформацией, по размеру сопоставимой с поперечным сечением образца. Движение вязкой трещины в определенном интервале времени будет медленным, может быть даже скачкообразным, поскольку чередуются стадии накопления деформации в ее основании и разрушение деформированного, упрочненного участка, в котором исчерпан запас пластичности. Однако когда длина трещины и степень заострения основания достигнут таких значений концентрации напряжений, что приблизятся к теоретической прочности материала, начнется хрупкое быстропротекающее разрушение.

1.2. Нормирование характеристик сопротивления разрушению труб... 35

Хрупкое разрушение – это такое разрушение, при котором размер зоны пластической деформации пренебрежительно мал по сравнению с поперечным сечением образца или размером трещины. Опасность хрупкого разрушения определяется большой скоростью распространения трещины, которая соизмерима со скоростью распространения звука в металле (около 1800 м/с) [12]. Оценить склонность металла изделия к вязкому или хрупкому разрушению можно по различным характеристикам механических свойств. Одним из таких свойств является коэффициент упрочнения при пластической деформации. Материал с высокими значениями коэффициента упрочнения, как правило, малопластичен. Развитие трещины у такого материала, после ее зарождения и достижения критической длины, проходит хрупко, без зоны пластической деформации. Если материал изделия характеризуется небольшим коэффициентом упрочнения, то в основании трещины образуется большая зона пластической деформации, которая оттягивает на себя значительную часть энергии разрушения. В этом случае высокий уровень пластической деформации в основании дефекта замедляет развитие трещины, делая его вязким. Показатели механических свойств, определяемые при статическом растяжении, не позволяют судить о поведении стали при наличии дефекта – концентратора напряжений. С этой точки зрения испытания на статический изгиб по ГОСТ 14019 «Методы испытания на изгиб», а также по ГОСТ 25.506 «Расчеты и испытания на прочность. Методы механических испытаний металлов» для определения показателей трещиностойкости металла более информативны. Связано это с тем, что при изгибе четко реализуются отдельные основные стадии разрушения, и это позволяет получить сведения о таких характеристиках свойств, как сопротивления зарождению и развитию разрушения. При реализации статического изгиба по ГОСТ 14019 испытание состоит в изгибе образца вокруг оправки под действием статического усилия и служит для определения способности металла выдерживать заданную пластическую деформацию, характеризуемую углом изгиба, или для оценки предельной пластичности металла, характеризуемой углом загиба до появления первой трещины. Этот вид испытаний металла труб широко распространен в нормативных документах для сварных соединений

36

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

и мало применяется для оценки сопротивления разрушению для основного металла. Так, в СТО 2-2.1-279-2008 предусматриваются испытания на статический изгиб только образцов, вырезанных из кольцевых сварных соединений, при которых угол загиба для сварных соединений с классом прочности основного металла до К60 должен быть не менее 120°, а для К65 – 180°. По ISO 3183 при испытании на изгиб с оправкой основного металла и сварного соединений регламентируется длина трещины, которая не должна превышать 3,2 мм, и ее глубина – не более 12,5 % от установленной толщины стенки. Согласно API 5L и ОТТ-08.0080.30.00-КТН-013-1-04 сварные соединения труб должны выдерживать испытания на статический изгиб до 180°. Плоские поперечные образцы со снятыми усилениями сварных соединений должны выдерживать загиб без образования трещин и надрывов. Допускаются одиночные надрывы длиной не более 3 мм и глубиной не более 12,5 толщины образца. Чтобы локализовать место разрушения, статическому изгибу подвергают образцы с нанесенным на них определенным концентратором напряжений, чаще всего в виде надреза определенной геометрии по ГОСТ 25.506. При статическом изгибе образец, находящийся на двух опорах, подвергают изгибу сосредоточенной нагрузкой (рис. 1.2.1а). Нагрузка

О

1 1

=

АЗ (АД)

2

1

R

3

2 R

95°

АP Прогиб

2

,25 =0

2 а)

б)

Рис. 1.2.1. Схема испытания на статический изгиб: а) нагружение образца, б) диаграмма «нагрузка – прогиб»

1.2. Нормирование характеристик сопротивления разрушению труб... 37

Первая стадия нагружения является стадией предразрушения образца. При этом происходит упруго-пластическая деформация образца, при пластической деформации металл упрочняется в соответствии с характерной для него величиной D. Деформация сосредоточивается в небольшом объеме металла, примыкающего к основанию надреза (концентратора). После достижения определенной степени деформации и упрочнения на этом участке появляется трещина. Завершению этой стадии нагружения отвечает точка О на диаграмме «нагрузка – прогиб» (рис. 1.2.1б). Работа, поглощенная металлом образца, вернее, тем объемом металла вблизи концентратора, который деформировался при изгибе, будет ограничена левой частью кривой нагружения и вертикалью, опущенной из точки О – точки максимальной нагрузки. Эта работа, затраченная на зарождение разрушения АЗ, может служить сравнительной мерой оценки способности изучаемого металла сопротивляться появлению очага разрушения, очаговой трещины при деформации с учетом происходящего при пластической деформации упрочнения. После зарождения очага трещины на завершающем этапе первой стадии нагружения дальнейшее приложение изгибающей нагрузки к образцу будет приводить к развитию (распространению) имеющейся трещины вплоть до полного разрушения образца. В зависимости от способности материала сопротивляться развитию трещины процесс этот может протекать по-разному. Этот этап разрушения характеризует та часть диаграммы «нагрузка – прогиб», которая находится за точкой максимальной нагрузки О (см. рис. 1.2.1б). Пологий участок 1 свидетельствует о медленном развитии трещины, так как материал хорошо сопротивляется развитию разрушения. Большая величина деформации – прогиба – при таком характере графика позволяет сделать вывод, что трещина двигалась при значительной деформации металла в ее вершине, т.е. что разрушение было вязким. Резкое уменьшение нагрузки и разрушение с очень малой деформацией (участок 3) обусловлено низким сопротивлением материала движению трещины и является хрупким разрушением. Участок 2 характеризует промежуточный случай смешанного разрушения. Работа разрушения – количественный показатель сопротивления стали развитию разрушения (АР) – определяется площа-

38

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

дью, ограниченной слева вертикалью, опущенной из точки О, и справа кривой падения нагрузки. Так, работа зарождения и разрушения трещины может характеризоваться удельной величиной, отнесенной на единицу площади поперечного сечения образца под надрезом. Для величины АР вид и геометрия концентратора уже не имеют такого значения, как для величины АЗ, где определяющим фактором является деформируемый объем, зависящий от геометрии концентратора, особенно от радиуса его основания. Величина АР определяется процессами, протекающими не в основании концентратора, а в основании образовавшейся трещины, геометрия которой не зависит от типа концентратора. Выбор труб для подводной части магистральных трубопроводов производится по Морскому стандарту DNV-OS-F101 «Подводные трубопроводные системы» классификационного общества DET NORSKE VERITAS – DNV (НОРВЕЖСКИЙ ВЕРИТАС), который принят в качестве СТО «Газпром» с редакционными изменениями для учета научно-технической терминологии, принятой в практике проектирования ОАО «Газпром». Аналогичные характеристики могут быть определены при испытаниях на ударную вязкость. Увеличение скорости нагружения до 5–7 м/с по сравнению со статическими испытаниями приводит к тому, что за счет изменения коэффициента динамического упрочнения уменьшается степень пластической деформации, предшествующей разрушению и сопутствующей ему. Это является фактором, способствующим появлению хрупкости. Полученные значения ударной вязкости представляют собой удельную работу, поглощенную образцом и затраченную на зарождение и развитие трещины в условиях динамических нагрузок. Большое значение для вязкого и хрупкого разрушения материала имеет температура. Воздействие температуры проявляется в том, что ее понижение увеличивает деформационное упрочнение, влияет на процесс пластической деформации и уменьшает величину деформации, при которой начинается разрушение. Природа этого явления раскрыта А.Ф. Иоффе, предложившим весьма простую схему разрушения материала (рис. 1.2.2).

1.2. Нормирование характеристик сопротивления разрушению труб... 39 sотр sт МПа

Хрупкое

Вязкое разрушение

Упругая деформация II

sотр

Пластическая деформация I sт Ткр

Т, °С

Рис. 1.2.2. Диаграмма разрушения материала [12]

Разрушение металла не будет происходить до тех пор, пока напряжения не достигнут величины, равной сопротивлению отрыву (σотр), – величины, характеризующей предельный уровень напряжений в образце в момент его разрушения и определяемой по диаграмме истинных напряжений. Достижение уровня напряжений, равных сопротивлению отрыву, приводит к разрушению образца. Механизм, по которому будет происходить это разрушение, значительным образом зависит от температуры. Сопротивление отрыву практически не зависит от температуры, в то время как предел текучести изменяется весьма существенно. Критической температуре (Ткр) соответствуют условия, при которых σТ =σ σотр, то есть разрушение происходит без пластической деформации – хрупко. Такие условия, как правило, возникают при отрицательных температурах, когда металл не имеет площадки текучести. В зоне I металл будет испытывать пластическое деформирование, а при повышении напряжений выше сопротивления отрыву – вязкое разрушение. В зоне II – упругое деформирование, выше линии σσотр – хрупкое разрушение. Чем резче увеличение предела текучести с понижением температуры, тем

40

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

Ударная вязкость

больше вероятность хрупкого разрушения, и поэтому важно, чтобы металл имел более высокие значения вязких свойств. Изменение механизма разрушения, как правило, характеризуется не одним значением критической температуры, а протекает в некотором температурном интервале, называемом температурным интервалом хрупкости. Критический интервал хрупкости определяют по диаграммам изменения ударной вязкости, определенной на образцах типа Шарпи, в зависимости от температуры испытания (рис. 1.2.3).

ТН

ТВ Температура испытаний

Рис. 1.2.3. Зависимость изменения ударной вязкости от температуры испытаний

На рис. 1.2.3 ТВ – верхний температурный порог хрупкости. Он соответствует минимальной температуре, при которой происходит полностью вязкое разрушение. Температура ТН является нижним температурным порогом хладноломкости (хрупкости). Она соответствует практически полностью хрупкому разрушению материала. Более точно температурные пороги устанавливают по изменению строения изломов. Для получения наиболее достоверных сведений о температуре перехода в хрупкое состояние испытания на определение доли волокна в изломе проводят на полнотолщинных образцах падающим грузом (ИПГ или DWTT). Вид излома является очень важным критерием вязкости металлов при ударных испытаниях. Наиболее общая черта практически всех изломов заключается в неоднородности их строения. Однородными изломами можно считать лишь весьма хрупкие изломы металлов (например, излом углеродистых сталей после разрушения при низких температурах).

1.2. Нормирование характеристик сопротивления разрушению труб... 41

В зависимости от механизма разрушения, который может быть вязким, хрупким или смешанным, его макро- и микроскопическое строение будет различным. Макроскопическое строение излома изучают при визуальном осмотре. Микроскопическое строение изломов изучают специальными методами, например электронно-фрактографическими [12]. Макроскопический излом при вязком разрушении характеризуется волокнистостью, матовой, сильно шероховатой поверхностью (рис. 1.2.4а). При хрупком разрушении поверхность излома имеет кристаллическое строение и характерный блеск (рис. 1.2.4б). При смешанном строении поверхность образца состоит из участков обоих типов (рис. 1.2.4в).

Макроизлом поверхности образцов при вязком разрушении

Фрактограмма поверхности разрушения – область вязкого разрушения а)

42

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

Макроизлом поверхности образцов при хрупком разрушении

Фрактограмма поверхности разрушения – хрупкое транскристаллитное б)

Макроизлом поверхности образцов при смешанном разрушении

1.2. Нормирование характеристик сопротивления разрушению труб... 43

Фрактограмма поверхности излома – область смешанного разрушения в) Рис. 1.2.4. Вид макроизлома в зависимости от механизма разрушения

Доля волокна в изломе, %

Чем больше доля вязкой составляющей в изломе, тем выше сопротивление металла разрушению, тем большая деформация предшествует разрушению. Для предупреждения хрупкого разрушения температура перехода из вязкого состояния в хрупкое должна быть ниже температуры эксплуатации трубопровода. Результаты анализов изломов образцов после сериальных испытаний на ударный изгиб целесообразно представлять в виде графиков, построенных в координатах: «процент волокна в изломе», равный разнице между исходной площадью поперечного сечения образца и долей кристаллической составляющей, занятой блестящей поверхностью, – «температура испытания» (рис. 1.2.5). 100 80 60 40 20 Т50 –60

–40

–20

0 0

Рис. 1.2.5. График зависимости доли волокна в изломе от температуры испытания

20

44

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

В большинстве нормативных документов для предотвращения хрупких и вязких разрушений регламентируют температуру эксплуатации и минимально допустимый уровень ударной вязкости, определяемый при испытании образцов типа Шарпи (KCV), а также долю волокна в изломе и уровень ударной вязкости, определенный на полнотолщинных образцах при испытании падающим грузом. Так, согласно данным ГОСТ 20295 для прямошовных электросварных труб диаметром 720 и 820 мм доля вязкой составляющей в изломе при температуре испытаний –5 °С должна быть не менее 50 %, а уровень ударной вязкости, определенный на образцах типа KCV при той же температуре должен быть не меньше 29,4 Дж/см2. При этом ударная вязкость продольных сварных соединений труб должна быть не менее 19 Дж/см2 при температуре испытаний –40 °С. СНиП 2.05.06-85* регламентируют ударную вязкость, определенную на образцах типа Шарпи и процент волокна в изломе, полученный на полнотолщинных образцах в зависимости от условного диаметра труб и рабочего давления (табл. 1.2.1). Таблица 1.2.1 Требования СНиП 2.05.06.-85* к ударной вязкости и доле волокна в изломе Min ударная вязкость Min доля волокна на образцах типа в изломе образца Шарпи при темпеDWTT при температуре, равной min ратуре, равной min температуре стенки температуре стенки трубопровода при газопровода при эксплуатации, Дж/см2 эксплуатации, %

Условный диаметр труб, мм

Рабочее давление, МПа

1

2

3

4

До 500

10,0 и менее

24,5

–

500–600 10,0 и менее

29,4

–

700–800 10,0 и менее

29,4

50

1000

5,5 и менее

29,4

50

1000

7,5

39,2

60

1000

10,0

58,8

60

1.2. Нормирование характеристик сопротивления разрушению труб... 45

Окончание табл. 1.2.1 1

2

3

4

1200

5,5 и менее

39,2

60

1200

7,5

58,8

70

1200

10,0

78,4

80

1400

7,5

78,4

80

1400

10,0

107,8

85

Для трубопроводов, транспортирующих жидкие продукты, требования по волокну в изломе в СНиП 2.05.06-85 не предъявляются. СТО Газпром 2-2.1-249-2008 «Магистральные газопроводы» для обеспечения стойкости газопроводов к зарождению и развитию трещин устанавливает более высокие требования к ударной вязкости металла труб и сварных соединений. Они должны выполняться при температуре испытаний, соответствующей минимальной температуре стенки трубы газопровода при эксплуатации и для районов с умеренным климатом составлять –20 °С, а для районов с умеренным и холодным климатом –40 °С. Минимальные нормативные требования по ударной вязкости KCV представлены в табл. 1.2.2. Таблица 1.2.2 Требования по ударной вязкости основного металла труб Класс прочности

К65 К60 К56 К50 – К54 К42 – К48

Min ударная вязкость основного металла (КCV), Дж/см2

70

55

50

45

35

Min ударная вязкость сварного соединения (КCV), Дж/см2

60

50

35

35

35

Для кольцевых сварных соединений электросварных труб с рабочим давлением 8,3–11,8 МПа и наружным диаметром 1020– 1420 мм и классом прочности основного металла до К65 включительно ударная вязкость должна быть не менее 50 Дж/см2, а на более низкие давления, 1,2–8,3 МПа, – не менее 34,4 Дж/см2.

46

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

Для предотвращения продолжительных вязких разрушений СТО Газпром 2-2.1-249-2008 «Магистральные газопроводы» устанавливает ряд требований по ударной вязкости и количеству вязкой составляющей в изломе образца ИПГ (табл. 1.2.3). Таблица 1.2.3 Требования к ударной вязкости и количеству вязкой составляющей в изломе образца ИПГ Условный диаметр трубы, мм (класс прочности)

Min ударная вязкость основного металла, Дж/см2

Min количество вязкой составляющей в изломе образцов ИПГ основного металла труб, %

1400 (К60)

100

85

1200 (К56)

90

85

1000 (К52)

60

85

700 (К50)

50

85

500 (К42)

50

85

Для труб, используемых для подводной части магистральных трубопроводов согласно DNV-OS-F101 «Подводные трубопроводные системы», требования к ударной вязкости для поперечных образцов с V-образным надрезом приведены в табл. 1.2.4, а по температуре испытаний – в табл. 1.2.5. Сварные швы также должны соответствовать требованиям по ударным характеристикам, приведенным в табл. 1.2.6. Таблица 1.2.4 Труба из C-Mn стали, механические свойства1, 2 Min энергия по Шарпи с V-образным надрезом (KVT), Дж5

Предел текучести, МПа3

Предел прочности, МПа4

Среднее значение

Один образец

1

2

3

4

245 290 360 415

370 415 460 520

27 30 36 42

22 24 30 35

1.2. Нормирование характеристик сопротивления разрушению труб... 47

Окончание табл. 1.2.4 1

2

3

4

450 485 555

535 570 625

45 50 56

38 40 45

Примечания: 1 Требования распространяются на испытания в поперечном (Т) и продольном (L) направлениях, в соответствии с указанным в шапке для каждой из колонок. 2 Требования применимы к сварным или бесшовным трубам из C-Mn стали с пределом текучести вплоть до 555 МПа. Использование более высокой прочности должно быть предварительно согласовано. 3 Фактический предел текучести в продольном направлении не должен превышать нормативный предел текучести более чем на 120 МПа. 4 Нормативный предел прочности в продольном направлении может быть на 5 % ниже требуемых значений в поперечном направлении. 5 Значения ударной вязкости, полученные на продольных образцах (KVL) (при испытаниях), должны быть на 50 % выше требующихся значений для поперечных образцов (KVT).

Таблица 1.2.5 Труба из C-Mn стали, температуры испытаний по Шарпи с V-образным надрезом Т0 (°С) как функция от Тmin (°С) (минимальной расчетной температуры) Номинальная толщина стенки, мм t £ 20

Стояки

Трубопроводы Газ1

T0 = Tmin – 10 T0 = Tmin – 10

Жидкость1 T0 = Tmin

20 < t £ 40

T0 = Tmin – 20 T0 = Tmin – 20 T0 = Tmin – 10

t > 40

T0 = должно определяться соглашением в каждом случае2

Примечания: 1 Смесь газа и жидкости(ей) должна рассматриваться как газ. 2 Повышенные толщины потребуют более низких температур испытаний. В качестве альтернативы должна требоваться более высокая поглощаемая энергия при той же температуре.

48

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

Кроме того, DNV-OS-F101 «Подводные трубопроводные системы» содержит дополнительные требования для остановки разрушения, которые действуют для газопроводов с давлением вплоть до 15 МПа и с толщиной стенки до 30 мм. Для обеспечения этих требований должна быть получена переходная кривая испытаний по Шарпи образцов с V-образным надрезом для основного металла трубы, построенная по результатам испытаний пяти наборов образцов, выполненных при разных температурах, включая Tmin. Значение энергии, затраченной на разрушения образцов, вырезанных в поперечном направлении при Tmin, должны удовлетворять данным табл. 1.2.6. Значения, полученные при испытаниях для продольного направления, должны быть по крайней мере на 50 % выше, чем значения, требующиеся для поперечного направления. Таблица 1.2.6 Требования к испытаниям на ударную вязкость по Шарпи с V-образным надрезом для проверки свойств остановки разрушения, проводимым при Tmin (Дж; значения в поперечном направлении; среднее значение для трех образцов)1 Толщина стенки Предел текучести, МПа 245 290 360 415 450 485 555

£ 30 мм2 OD (мм) £ 610 40 40 50 64 73 82 103

£ 820 40 43 61 77 89 100 126

£ 1120 40 52 75 95 109 124 155

Примечания: 1 Минимальные значения для отдельных образцов должны превосходить 75 % этих значений. 2 Свойства остановки разрушения для больших значений толщин и диаметров должны быть приняты по соглашению (см. раздел 5 D800).

1.2. Нормирование характеристик сопротивления разрушению труб... 49

Испытания на разрыв падающим грузом, согласно DNV-OSF101 «Подводные трубопроводные системы», должны проводиться только для труб с наружным диаметром > 500 мм, толщиной стенки > 8 мм и пределом текучести > 360 МПа. Комплект образцов подвергается испытаниям при каждой из следующих пяти температур: –70, –50, –30, 0 и +20 °С. Образцы, испытанные при минимальной расчетной температуре, должны как минимум удовлетворять требованию к среднему значению 85 % волокна в изломе при одном минимальном значении 75 %. Требования по ударной вязкости к нефтепроводным трубам регламентируются по ОТТ 08.00-60.30.00-КТН-013-1-04 для труб с номинальной толщиной стенки 6–25 мм включительно в зависимости от условного диаметра и проектного давления (табл. 1.2.7). Таблица 1.2.7 Ударная вязкость основного металла и сварного шва труб на образцах типа Шарпи Условный диаметр труб, мм

Проектное давление, МПа

500–600 700–1000

1200

Min ударная вязкость при min температуре эксплуатации* нефтепровода, Дж/см2 Основной металл

Металл сварного шва

Для линии сплавления

До 9,8 вкл.

39,2

29,4

29,4

До 6,3 вкл.

39,2

29,4

29,4

Св. 6,3 до 9,8 вкл.

58,8

34,3

34,3

До 6,3 вкл.

49,0

34,3

34,3

Св. 6,3 до 9,8 вкл.

78,5

39,2

39,2

* Температура испытания принимается: •џ для труб в обычном исполнении равной минимальной температуре стенки нефтепровода при эксплуатации; •џ для труб в хладостойком исполнении равной минимальной температуре стенки нефтепровода при эксплуатации, но не выше –10 °С.

50

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

Для труб с дополнительными требованиями к эксплуатационной надежности классов прочности от К52 до К60 ударная вязкость на образцах типа Шарпи назначается в зависимости от температуры испытания согласно данным табл. 1.2.8. Таблица 1.2.8 Ударная вязкость металла труб и сварных соединений Min температура эксплуатации, строительства, ремонта, °С

Температура испытания, °С

Min ударная вязкость KCV, Дж/см2 Основной Металл Для линии металл сварного шва сплавления

Выше –20

–20

98

39

59

От –20 до –40

–40

78

34

49

Ниже –40

–60

59

29

39

При этом доля волокна в изломе, определенная на основном металле трубы на полнотолщинных образцах при минимальной температуре эксплуатации, но не выше –20 °С, должна составлять не менее 60 %. Для металла штрипса при тех же условиях – не менее 70 %. Требования ISO 3183 предусматривают испытания образца с V-образным надрезом на удар для труб PSL 2, которые проводятся на полноразмерных образцах для испытаний при температуре 0 °С (32 °F) или в соответствии с особым соглашением при более низкой испытательной температуре. Значения энергии разрушения должны соответствовать данным табл. 1.2.9. Испытания сварного соединения и зоны термического влияния трубы также проводятся при температуре 0 °С или в соответствии с особым соглашением при более низкой испытательной температуре и должны удовлетворять следующим требованиям: · 27 Дж для труб с D < 1 422 мм для марок ≤ L555 или Х80; · 40 Дж для труб с D ≥ 1 422; · 40 Дж для труб марок > L555 или Х80. Испытание на отрыв при ударе (DWTТ) для труб PSL 2 регламентируются по ISO 3183 среднеарифметическим участком вязкого излома не менее 85 % при требуемой температуре испытания.

1.2. Нормирование характеристик сопротивления разрушению труб... 51

Таблица 1.2.9 Требования по поглощенной энергии образца для испытаний с V-образным надрезом для испытания на удар для тела трубы PSL 2 Min поглощенная энергия образца для испытаний с V-образным надрезом для испытания на удар KV, Дж > L415 или Х60 ≤ L450 или Х65

> L450 или Х65 ≤ L485 или Х70

> L485 или Х70 ≤ L555 или Х80

> L555 или Х80 ≤ L625 или Х90

> L625 или Х80 ≤ L690 или Х100

> L690 или Х100 ≤ L830 или Х120

Марка ≤ L415 или Х60

Установленный наружный диаметр D, мм

≤ 508

27

27

27

40

40

40

40

> 508 до ≤ 762

27

27

27

40

40

40

40

> 762 до ≤ 914

40

40

40

40

40

54

54

> 914 до ≤ 1219

40

40

40

40

40

54

68

> 1219 до ≤ 1422

40

54

54

54

54

68

81

> 1422 до ≤ 2134

40

54

68

68

81

95

108

Согласно требованиям API 5L ударные испытания по методу Шарпи на образцах с V-образным надрезом должны проводиться при температуре 0 °C (возможно понижение температуры испытания). Для труб из сталей всех групп прочности требуемое минимальное среднее значение (определенное на трех образцах) поглощенной энергии для каждой плавки, полученное при испытании полноразмерных образцов, должно быть 27 Дж для поперечных образцов или 41 Дж для продольных образцов. Для группы прочности Х80 оно должно составлять 68 Дж и 101 Дж для поперечных и продольных образцов соответственно. При этом минимальное

52

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

значение доли вязкой составляющей в изломе в зависимости от типа испытываемых образцов должно составлять 40 % для каждой плавки или 70 % как среднее значение всех плавок всего заказа (образцы типа Шарпи) или 40 % для каждой плавки и 60 % как среднее значение всех плавок при испытании падающим грузом. В табл. 1.2.10 на основании представленного обзора нормативных документов обобщены требования к минимально допустимым значениям характеристик вязких свойств металла труб и сварных соединений применительно к трубам большого диаметра, изготовленным из высокопрочных трубных сталей категории К60 (Х70) и К65 (Х80). Как видно из приведенных требований к ударной вязкости труб для магистральных газонефтепроводов, ее минимально допустимые значения, заложенные в различных нормативных документах, существенно отличаются друг от друга. Следует также отметить, что в отечественных стандартах показатель ударной вязкости указывается в удельных величинах, отнесенных на единицу площади поперечного сечения стандартного образца с надрезом, глубина которого составляет 2 ± 0,05 мм. В иностранных стандартах указывается поглощенная энергия при разрушении стандартного образца в Дж. Поэтому при сопоставлении отечественных требований к ударной вязкости с требованиями иностранных стандартов следует учитывать размер площади поперечного сечения образца в зоне разрушения. Наименьшие требования по уровню ударной вязкости к металлу труб предъявляет ГОСТ 20295, наиболее высокие, при сопоставимых условиях испытаний, – регламентируют общие технические требования на нефтепроводные трубы (ОТТ 08.00-60.30.00-КТН-013-1-04). Большинство стандартов не содержат в своем составе какихлибо обоснований на назначение требований по минимально допустимому уровню ударной вязкости. Исключение составляет ISO 3183, в котором приведен раздел, определяющий дополнительные требования к трубам PSL 2 с сопротивлением распространения вязкого разрушения, представляющий собой справочное руководство по определению значений ударной вязкости при испытании образцов типа Шарпи для остановки вязкого разрушения труб, в заглубленных трубопроводах на участке побережья до прибойной зоны.

–

–

–20 или –40 °С Тmin + –10 °С (толщина до 20 мм) Тmin + –20 °С (толщина св. 20 мм до 40 мм)

DNV-OS-F101 «Подводные трубопроводные системы» –

–

10,0

1400

СТО Газпром 2-2.1-279-2008

10,0

1200

–20 или –40 °С

СНиП 2.05.0685

–

4

720–820

–5 °С

ГОСТ 20295

3

(155,0)

(124,0)

485 F (К60 с доп. требованями) 555 F (К65 с доп. требованями)

(50,0)

485 (К60)

(56,0)

70

К65

555 (К65)

55

107,8

58,8

29,4

6

Основной металл

[50,0]

60,0 [50,0]

50,0 [34,4]

19,6

7

Сварное соединение*

Min ударная вязкость (KCV), Дж/см2 (Дж)

К60

–

К60

5

Условный Рабочее Класс диаметр, давление, (категория) мм МПа прочности

2

Температура испытаний

1

Нормативный документ

Параметры трубопровода и характеристики эксплуатации

Минимально допустимые значения характеристик вязких свойств металла труб и сварных соединений

85

85

85

80

50

8

Min доля волокна в изломе, %

Таблица 1.2.10 1.2. Нормирование характеристик сопротивления разрушению труб... 53

API 5L

ISO 3183

ОТТ 08.0060.30.00КТН-013-1-04

1

0 °С

0 °С

До –60 °С

1219– 1422

1420

–

–

Х80

Х70

Х80 (К65)

Х70 (К60)

К60

78,5

6

(54)

(54)

59,0

78,0

–

–

5

До –40 °С

Св. 6,3 до 9,8

4

98,0

1200

3

До –20 °С

До –10 °С

2

(40)

(40)

39,0

49,0

59,0

39,2

7

40

85

60

8

Окончание табл. 1.2.10

* Для всех сварных швов [только для кольцевых швов, выполненных в монтажных условиях].

54 Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

1.2. Нормирование характеристик сопротивления разрушению труб... 55

В этом случае определение значений ударной вязкости, требуемых для остановки распространения вязкого разрушения, основывается на использовании моделей в форме прогнозирующих уравнений, которые устанавливают минимальное требуемое значение работы вязкого разрушения образца Шарпи с V-образным надрезом в зависимости от геометрии трубы и приложенного окружного напряжения [64, 65, 66]. Метод 1. Инструкции EPRG Данный метод основан на инструкциях Европейской группы по научному исследованию трубопроводов (EPRG) для остановки разрушения в трубопроводах по передаче газа. Применимость данного метода ограничивается сварными трубами. Согласно указанному методу минимальные значения ударной вязкости могут быть получены с использованием одного из представленных ниже уравнений: (1.4), (1.5) или (1.6), с учетом марки труб. а) марка ≤ L450 или Х65: (1.4) b) марки > L450 или Х65, но ≤ L485 или Х79: (1.5) с) марки > L485 или Х70, но ≤ марки L555 или Х80: (1.6)

где: sσh – расчетное растягивающее напряжение от центробежных сил, выраженное в МПа; D – установленный наружный диаметр, выраженный в мм; t – установленная толщина стенки, выраженная в мм; C1, C2 и C3 – коэффициенты, равные соответственно 2,67 ´ 10–4, 3,21 ´ 10–4, 3,57 ´ 10–5. Для применения данного метода значения запаса прочности, согласно ISO 3183, могут быть равными 0,625, 0,72 и 0,9. Полученные расчетным путем минимальные значения поглощенной энергии при испытании на удар полноразмерного образца Шарпи должны быть больше 40 Дж (для марок труб < L555 или

56

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

Х80) или 80 Дж (для марки L555 или Х80). Если расчетные значения меньше указанных величин, то в качестве минимально допустимого уровня ударной вязкости принимаются указанные выше значения. Расчетный метод EPRG применим для газопроводов с рабочим давлением до 8,0 МПа, D ≤ 1420 мм и t ≤ 25,4 мм, транспортирующих жидкости, демонстрирующие однофазные характеристики во время быстрой декомпрессии. Метод 2. Упрощенное уравнение Баттелля Данный метод применяет упрощенное уравнение Баттелля, основанное на методе двух кривых Баттелля. Область применения данного метода ограничивается сварными трубами. Оно пригодно для трубопроводов, по которым транспортируются смеси природного газа, имеющие характеристики однофазной декомпрессии при рабочих давлениях до 7,0 МПа (марки ≤ L555 или Х80 и 40 < D/t < 115). В этом случае минимальное значение поглощенной энергии при испытании на удар образцов типа Шарпи (KV), выраженное в джоулях, может вычисляться с использованием уравнения (1.7):

(1.7)

где: sh – расчетное растягивающее напряжение от центробежных сил, МПа; D – установленный наружный диаметр, мм; t – установленная толщина стенки, мм; C3 – коэффициент, равный 3,57 ´ 10–5. Если значение поглощенной энергии при испытании на удар полноразмерных образцов, выведенное с помощью данного метода, превышает 100 Дж, значение вязкости для остановки разрушения требует корректировки. В работе [6] отмечается, что применительно к стали Х100 эту традиционную формулу можно применять с коэффициентом 1,4. Метод 3. Метод двух кривых Баттелля [13] Данный метод известен как двухстадийный анализ Баттелля. Подход, заложенный в нем, предполагает, что поведение газа при декомпрессии и динамическое распространение трещины – независимые процессы, которые связаны через скорость распространения разрушения в трубопроводе. Метод основан на сравнении движущей силы и силы сопротивления. Движущая сила (кривая движения) представлена на кривой декомпрессии газа и поэтому зависит от его начального давления, температуры и химического

1.2. Нормирование характеристик сопротивления разрушению труб... 57

состава. Сила сопротивления (кривая сопротивления) зависит от геометрии трубопровода, внешних ограничений и сопротивления трубы развитию вязкой трещины, специфического для рассматриваемой стали и связанной с ней ударной вязкости. Метод позволяет оценить максимальную работу разрушения образца Шарпи с V-образным надрезом при температуре выше порога хладноломкости, которая гарантирует остановку распространения сдвигового разрушения [14]. При анализе фактической энергии разрушения образцов типа Шарпи в сопоставлении с ее значениями, получаемыми при использовании метода двухстадийного анализа Баттелля (рис. 1.2.6) [14], становится очевидным, что диапазон применимости этого полуэмпирического метода ограничен имеющейся экспериментальной базой данных и упрощениями, принятыми при его разработке.

Рис. 1.2.6. Фактическая работа разрушения образца Шарпи с V-образным надрезом в сравнении со значениями, предсказанными на основании анализа двух кривых Баттелля (база данных CSM, категории прочности ≥ Х80, наружный диаметр 42–56, толщина стенки 12,5–26 мм; p = 93,5–161 бар, кольцевое напряжение 355–455 МПа, воздух и природный газ)

58

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

В ISO 3183 отмечается, что метод применим для трубопроводов из сталей марок ≤ L555 или Х80, при соотношении 40D/t ≤ 115, по которым транспортируется газ, имеющий характеристики однофазной декомпрессии, под давлением до 12,0 МПа. Если значение поглощенной энергии при испытании на удар полноразмерных образцов типа Шарпи, предсказанное с помощью данного метода, превышает 100 Дж на основании испытаний, значение вязкости для остановки разрушения требует корректировки. Метод 4. Метод AISI Данный метод основан на использовании уравнения, которое было статистически подобрано по данным полномасштабного испытания на разрыв внутренним давлением Американским институтом черной металлургии (AISI) и рекомендовано для трубопроводов, транспортирующих жидкости, имеющие однофазные характеристики во время декомпрессии. Применение данного метода распространено на сварные трубы ≤ L485 или Х70 диаметром не более 219 мм, с толщиной стенки не более 18,3 мм. Минимальные значения поглощенной энергии при испытании на удар образцов типа Шарпи (KV), выраженные в джоулях, могут вычисляться с использованием уравнения (1.8): (1.8) где: sσh – расчетное растягивающее напряжение от центробежных сил, МПа; D – установленный наружный диаметр, мм; C4 – коэффициент, равный 3,57 ´ 10–4. Если значение поглощенной энергии при испытании на удар полноразмерных образцов, определенное с помощью данного метода, превышает 100 Дж, то значение вязкости для остановки разрушения требует корректировки. Помимо представленных методов, в литературе [15, 16, 17] приводится еще целый ряд уравнений для расчета критериев остановки вязкого разрушения. Наиболее известным из них является критерий Ирвина: (1.9)

1.2. Нормирование характеристик сопротивления разрушению труб... 59

где: l – критическая длина трещины; R, t – внутренний радиус и толщина стенки трубы соответственно; – напряжение пластического течения металла в вершине трещины; или sσн – окружное напряжение при разрушении трубы с надрезом. Следует отметить, что величина ударной вязкости или энергии разрушения образца, используемая в качестве критерия остановки разрушения, включает в себя два различных показателя: работу зарождения (αaз) и работу развития (αaр) трещины. Работа зарождения трещины характеризует затраты энергии, необходимые для образования трещины в зоне концентратора напряжений. Эта часть работы деформации может служить сравнительной мерой оценки способности изучаемой стали сопротивляться появлению трещины при наличии дефекта с учетом происходящего при пластической деформации упрочнения. На этом этапе реализуется замедленный рост трещины, сопровождающийся формированием участка вязкого излома. Доля такого участка и величина энергии, затраченной на зарождение трещины, зависит от характеристик трубной стали. Работа развития трещины (αaр) характеризует поведение материала в процессе распространения трещины по его объему. Большие затраты энергии на развитие трещины определяют протекание разрушения по вязкому механизму со значительной деформацией в вершине трещины. Резкое уменьшение этой части энергии, затраченной на разрушение образца, определяет переход к хрупкому разрушению с очень малой деформацией и низким сопротивлением материала движению трещины. Для обеспечения условий, препятствующих появлению трещин в стенке трубопровода при наличии в нем дефекта, необходимо, чтобы работа упругой деформации трубы в процессе ее нагружения внутренним давлением была меньше, чем работа зарождения трещины для стали при рабочей температуре стенок трубы. Оценить удельную работу упругой деформации трубы предлагается по выражению (1.10): (1.10)

60

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

где: D, t – условный диаметр и толщина стенки трубопровода соответственно; sσн – кольцевое напряжение, которое приближенно может быть определено: Условием, предотвращающим появление трещин в стенке трубы при наличии концентратора, должно быть равенство аз = аm. Оценить необходимый уровень ударной вязкости в части работы развития трещины можно согласно данным работы [15] путем введения поправок в уравнение (1.10), оценивающих влияние характера напряженного состояния и скорости движения трещины на работу распространения трещины. (1.11) где: μ – коэффициент Пуассона; v – скорость движения трещины, которая для хрупкой трещины в газопроводе может быть приравнена к 0,41 км/с, а в нефтепроводе – к 1,39 км/с. В табл. 1.2.11 представлены сравнительные результаты расчета минимально допустимых значений ударной вязкости для металла газопровода из стали диаметром 1420 мм, работающего под давлением 9,8 МПа, с разной толщиной стенки трубы, определенные по зависимости (1.6) метода 1 – Инструкции EPRG с коэффициентом запаса прочности, принятым равным 0,625, – и зависимостям (1.10) и (1.11) с учетом скорости распространения трещины, принятой равной 0,41 км/с. Таблица 1.2.11 Минимально допустимые значения ударной вязкости Работы Работы Толщина Ударная зарождения развития трестенки вязкость, трещины (а3), щины (ар), трубы, Дж/см2 Дж/см2 (фор- Дж/см2 (формм (ар + а3) мула 1.10) мула 1.11)

Энергия разрушения образца с V-надрезом, Дж (формула 1.6)

1

2

3

4

5

18,0

159

74

233

200

20,0

128

60

189

168

22,0

106

50

156

143

1.2. Нормирование характеристик сопротивления разрушению труб... 61

Окончание табл. 1.2.11 1

2

3

4

5

24,0

89

42

131

124

26,0

76

36

112

108

28,0

66

31

96

96

Как видно из данных табл. 1.2.11, значения ударной вязкости, прогнозируемые по приведенным зависимостям, имеют достаточно хорошую сходимость, особенно при толщине стенки труб более 20 мм. В работах [14] на основании выполненных исследований, в том числе и натурных испытаний труб, показано, что существующие на практике критерии для оценки вязкости стальных труб из традиционных сталей, а также минимальных требований по вязкости для обеспечения безопасной остановки трещины могут быть ненадежными для газопроводов из высокопрочных сталей Х80, Х100, Х120, отличительной особенностью которых является сочетание высокой вязкости зарождения трещин с низким сопротивлением их развития [18, 19, 20, 21]. Результаты исследований труб из сталей категории Х100, выполненных Центром разработки материалов Италии [22] и Европейской исследовательской группой по трубопроводам, показывают, что ударная вязкость, определенная на образцах Шарпи с V-образным надрезом, переоценивает реальное сопротивление трубы процессу распространения вязкого разрушения, которое наблюдается в условиях полномасштабных испытаний на растяжение внутренним давлением. Наиболее перспективным для правильного анализа процесса разрушения признано использование образцов ИПГ, имеющих полную толщину и большую длину рабочего сечения и следующих параметров разрушения, полученных на таких образцах: полной величины работы вязкого разрушения; величины работы распространения вязкого разрушения или угла раскрытия вершины трещины [23, 24]. Важность такого подхода подкрепляется утверждением авторов этих работ о том, что трубы из стали категории прочности Х100 большого диаметра работают на верхней границе условий остановки распространения трещин. На рис. 1.2.7 [14] представлено

62

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

KCV – ИПГ, Дж/см2

сравнение полных значений работы вязкого разрушения образцов ИПГ и Шарпи с V-образным надрезом. Как видно из рисунка 1.2.7, для стали с высокой ударной вязкостью корреляция данных по Шарпи и ИПГ имеет большой разброс. При этом трубы, на которых разрушение останавливается, показывают гораздо более высокие значения полной работы разрушения при ИПГ (свыше 700 Дж/см2), чем на образцах типа Шарпи (не менее 260 Дж/см2).

Рис. 1.2.7. Сопоставление значений ударной вязкости на образцах Шарпи и удельной энергии разрушения образцов ИПГ

В работе [25] рассмотрены критерии оценки сопротивления разрушению трубопроводной стали категории прочности Х120. Для основного металла требуемое значение энергии разрушения по Шарпи для остановки распространения вязкого разрушения было определено из эмпирического уравнения. Оно составило 231 Дж при температуре –30 °С. Вместе с тем в работе [25] отмечается, что для наиболее точной информации об особенностях разрушения ультравысокопрочных трубных сталей целесообразно

1.3. Требования к химическому составу труб для магистральных...

63

устойчивость к зарождению разрушения оценивать по раскрытию в вершине трещины или J-интегралу, а энергию распространения трещины и долю вязкой составляющей – по результатам испытаний образцов ИПГ. Кроме того, при строительстве трубопроводов из сталей категории прочности Х120 рекомендовано использование специальных устройств (механических вставок) для обеспечения безопасности работы при распространении трещины [6, 26, 27].

1.3. Требования к химическому составу труб для магистральных трубопроводов На каждом этапе совершенствования технологии транспорта нефти и газа, конструктивных проектных решений и методов строительства трубопроводов выдвигались все более высокие требования как к трубным сталям, так и к трубам, из них изготовленным. Увеличение диаметра и давления, толщины стенки труб, освоение месторождений в северных широтах, усовершенствование сварочных технологий вызвали изменения не только в требованиях к механическим показателям, химическому составу сталей, но и к технологии изготовления листового и рулонного штрипса, процессам формовки труб, а также к физическим средствам контроля качества продукции [28]. В 50-х годах прошлого столетия трубы диаметром 219–377 мм производились из низкоуглеродистых сталей. Для производства труб диаметром 530–820 мм применялись низколегированные стали в горячекатаном и нормализованном состоянии. Эти стали характеризовались пределом текучести от 265 до 325 МПа, имели невысокую ударную вязкость и соответствовали по зарубежной классификации сталям класса прочности Х42–Х46. В отечественной практике к сталям, применяемым для изготовления труб классов прочности К38–К48, относили нелегированные конструкционные стали с содержанием углерода от 0,2 до 0,25 % и низколегированные стали, понижение концентрации углерода в которых до 0,09–0,16 % компенсировалось легированием марганцем в диапазоне от 1 до 2 % (табл. 1.3.1).

64

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

Таблица 1.3.1 Химический состав сталей с пределом текучести от 265 до 325 МПа для газонефтепроводных труб по ГОСТ 19281 «Прокат из стали повышенной прочности» Химический состав, % не более Марка стали

С

Si

09Г2

0,12

0,17– 0,37

Mn

Cr

Ni

Cu

1,4–1,8 0,30 0,30 0,30

12ГС

0,09– 0,5–0,8 0,8–1,2 0,30 0,30 0,30 0,15

16ГС

0,12– 0,4–0,7 0,9–1,2 0,30 0,30 0,30 0,18

14Г2

0,12– 0,18

17ГС 09Г2С

Предел текучести, МПа

Толщина проката, мм

265

До 160

295

До 32

315

До 10

315

До 20

325

До 10

1,2–1,6 0,30 0,30 0,30

325

До 32

0,14– 0,4–0,6 1,0–1,4 0,30 0,30 0,30 0,20

325

До 20

295

До 32

0,12

0,17– 0,37

0,5–0,8 1,3–1,7 0,30 0,30 0,30

Дополнительно уровень прочностных и вязких характеристик сталей этой группы обеспечивался раскислением, поэтому они характеризуются высоким содержанием кремния, вплоть до 0,8 %. По содержанию вредных примесей отечественные стали относились к группе качественных сталей, и содержание серы и фосфора в них находилось в пределах 0,035 %. Стали иностранного производства, относящиеся к категории Х42–Х46 по API 5L или к L245–L320 по ISO 3183, характеризуются более высоким содержанием углерода, концентрация которого может достигать 0,26 % (табл. 1.3.2). При наличии дополнительных требований для труб уровня PSL 2 содержание углерода должно быть понижено до 0,22 % при сохранении той же концентрации марганца. Увеличивается степень раскисленности стали, и содержание кремния регламентировано на уровне 0,45 %. Кроме того, существенно понижается

1.3. Требования к химическому составу труб для магистральных...

65

концентрация вредных примесей, которая для серы не должна превышать 0,015 %, а для фосфора – 0,025 %. Таблица 1.3.2 Химический состав сталей для труб PSL 1 категории прочности Х42–Х46 Сорт (название) стали

Весовая доля на основании анализа плавки и продуктаа, % С maxb

Mn maxb

P min

max

S max

V max

Nb max

Ti max

Сварная труба по ISO 3183 L245

0,26

1,20

–

0,030

0,030

c, d

c, d

d

L290

0,26

1,30

–

0,030

0,030

d

d

d

L320

0,26

1,40

–

0,030

0,030

d

d

d

c, d

c, d

0,04

c, d

c, d

Сварная труба по API 5L Х42

0,26

1,30

Х46

0, 26

1,40

0,030

0,045

0,030

Примечания: а 0,50 % максимум для меди; 0,50 % максимум для никеля; 0,50 % максимум для хрома; 0,15 % максимум для молибдена. b Для каждого снижения на 0,01 % ниже установленной максимальной концентрации углерода допускается повышение на 0,05 % марганца выше установленной максимальной концентрации, максимум до 1,65 % для сортов ≥ L245 или В, но ≤ L360 или Х52; максимум до 1,75 %. с Если не согласовано иначе, сумма содержания ниобия и ванадия должна быть ≤ 0,06 %. d Суммарная концентрация ниобия, ванадия и титана должна быть ≤ 0,15 %.

Требования к химическому составу сталей для труб с пределом текучести 245 и 290 МПа по Морскому стандарту DNV-OSF101 более близки к сталям, применяемым для изготовления труб отечественного производства, и отличаются от представленных выше требований по API 5L и ISO 3183 пониженным содержанием углерода и более высоким содержанием марганца (табл. 1.3.3).

66

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

Таблица 1.3.3 Сварная труба из C-Mn стали с пределом текучести 245 и 290 МПа Предел текучести, МПа

Химический состав, %1, 2, 3, 4, 5 не более С

Si

Mn

V

Nb

Ti

P

S

SMYS245

0,14

0,40

1,35

–

–

–

0,20

0,010

SMYS290

0,12

0,40

1,65 0,04 0,04 0,04

0,20

0,010

Примечания: 1

Химический состав распространяется на трубы с толщиной стенки до

35 мм включительно, для больших толщин стенки состав должен быть принят в результате соглашения. 2

Если при производстве стали использовалось вторичное сырье, должно

быть определено и записано в отчет количество следующих остаточных элементов, уровни которых не должны быть превзойдены: 0,03 % As, 0,01 % Sb, 0,02 % Sn, 0,01 % Pb, 0,01 % Bi и 0,006 % Ca. 3

Если Ca добавляется преднамеренно, отношение Ca/S должно равнять-

ся 1,5, если S > 0,0015. 4

За исключением элементов раскисления, другие элементы, кроме упо-

мянутых в таблице, не должны преднамеренно добавляться, если на это не имеется особого соглашения. 5

Содержание Cr и Ni до 0,30 %, Cu до 0,35 %, Mo до 0,1 %.

В середине 1960-х годов для газонефтепроводных труб диаметром до 1020 мм, рассчитанных на давление 5,5 МПа, были созданы низколегированные кремнемарганцовистые стали (горячекатаные и нормализованные 10Г2С1, 17Г1С) и стали, дополнительно легированные хромом и никелем (10ХНДП, 14ХГС, 15ХСНД). Их химический состав и механические характеристики были улучшены за счет твердорастворного упрочнения. Эти стали затем были усовершенствованы (17Г1С-У) за счет снижения содержания серы до 0,01 %. Предел текучести этих сталей был повышен до 345–390 МПа, и они применялись для изготовления труб класса прочности К50–К55 (табл. 1.3.4).

1.3. Требования к химическому составу труб для магистральных...

67

Таблица 1.3.4 Химический состав сталей для листового проката с пределом текучести от 345 до 390 Па по ГОСТ 19281 «Прокат из стали повышенной прочности» Химический состав, % не более Марка стали

С

Si

Mn

Cr

Ni

Cu

10Г2С1

0,12

0,8– 1,1

1,3– 1,65

0,30

0,30

0,30

10Г2С1Д

0,12

0,8– 1,1

1,3– 1,65

0,30

0,30

0,15– 0,30

17Г1С

0,15– 0,20

0,4– 0,6

1,15– 1,6

0,30

0,30

14ХГС

0,11– 0,16

0,4– 0,7

0,9– 1,3

0,5– 0,8

0,30

10ХСНД

0,12

15ХСНД 10ХНДП

Пре- Толдел щина теку- прочести, ката, МПа мм 355

До 32

0,30

345

До 20

0,30

355

До 10

0,80– 0,50– 0,60– 0,50– 0,40– 1,10 0,80 0,90 0,80 0,65

390

До 32

0,12– 0,18

0,4– 0,7

0,4– 0,7

0,6– 0,9

0,3– 0,6

0,2– 0,4

345

До 32

0,12

0,17– 0,37

0,3– 0,6

0,5– 0,8

0,3– 0,6

0,3– 0,5

345

До 10

Существенным недостатком таких сталей, в частности марок 15ХСНД, 14ХГС и других, была повышенная склонность к хрупкому разрушению. В настоящее время они во многом не соответствуют требованиям потребителя, так как характеризуются недостаточной вязкостью при низких температурах эксплуатации, нуждаются в термической обработке (нормализации) и предварительном подогреве при сварке в полевых условиях [29]. На этом этапе для повышения однородности стали и удаления вредных примесей были улучшены методы раскисления и выплавки. В частности, стала применяться технология обработки стали синтетическими шлаками.

68

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

Аналогами труб, изготовленных из этих сталей, по API 5L и ISO 3183 являются трубы категории прочности L360 (Х52) и L390 (Х56), химический состав которых представлен в табл. 1.3.5. Таблица 1.3.5 Нормативные требования к химическому составу сталей для труб PSL 1 категории прочности Х52–Х56 Сорт стали (название стали)

Весовая доля на основании анализа плавки и продукта а% С maxb

Mn maxb

P min

max

S max

V max

Nb max

Ti max

d

d

d

c, d

c, d

0,04

Сварная труба по ISO 3183 L360, L390

0,26

1,40

–

0,030 0,030

Сварная труба по API 5L Х52, Х56

0,26

1,40

0,030 0,045 0,030

Примечания: а 0,50 % максимум для меди; 0,50 % максимум для никеля; 0,50 % максимум для хрома; и 0,15 % максимум для молибдена. b Для каждого снижения на 0,01 % ниже установленной максимальной концентрации углерода допускается повышение на 0,05 % марганца выше установленной максимальной концентрации, максимум до 1,75 %. с Если не согласовано иначе, сумма содержания ниобия и ванадия должна быть ≤ 0,06 %. d Суммарная концентрация ниобия, ванадия и титана должна быть ≤ 0,15 %.

Так же как и для предыдущей группы сталей, при повышении требований к трубам до уровня PSL 2 содержание углерода в них снижается до 0,22 %, а серы и фосфора – до 0,025 % и 0,015 % соответственно. На следующем этапе посредством использования дисперсноупрочненных сталей типа 15Г2СФ, была повышена прочность и надежно обеспечена работоспособность трубопроводов при положительной температуре транспорта продукта. Снижение содержания углерода позволило увеличить ударную вязкость этих сталей. Однако температура эксплуатации у них оставалась на уровне до –5 °С [17].

1.3. Требования к химическому составу труб для магистральных...

69

Опыт производства и применения низколегированных кремнемарганцовистых сталей для газонефтепроводных труб показал, что дальнейшее повышение их прочности за счет увеличения содержания углерода и элементов, образующих твердый альфараствор, стало невозможным. Такой метод легирования исчерпал себя полностью. Поэтому улучшение трубных сталей велось в основном в направлении совершенствования технологии их производства, в частности за счет использования механизма дисперсионного упрочнения и измельчения зерна феррита. При этом в качестве легирующего элемента применялся ванадий в сочетании с повышенным содержанием азота или ниобий. В этот период были созданы такие стали, как 14Г2САФ, 16Г2АФ, 14Г2АФ-У (табл. 1.3.6). Они соответствовали сталям класса прочности К60 и выше (Х60–Х65) и существенно превосходили кремнемарганцовистые стали по комплексу прочностных и пластических свойств. Таблица 1.3.6 Химический состав некоторых марок сталей с пределом текучести от 415 до 450 МПа для газонефтепроводных труб по ГОСТ 19281 «Прокат из стали повышенной прочности» Химический состав, % не более

Марка стали

С

Si

Mn

Cr

Ni

Cu

V

Прочие

1

2

3

4

5

6

7

8

9

0,30

0,05– 0,12

–

0,15– 0,05– 0,30 0,12

–

15ГФ

0,12– 0,17– 0,18 0,37

0,9– 1,2

0,30

0,30

15ГФД

0,12– 0,17– 0,18 0,37

0,9– 1,2

0,30

0,30

0,17– 0,37

1,2– 1,6

0,30

0,30

0,30

–

Ниобий 0,02– 0,05

15ГФ

0,12– 0,17– 0,18 0,37

0,9– 1,2

0,30

0,30

0,30

0,05– 0,12

–

15ГФД

0,12– 0,17– 0,18 0,37

0,9– 1,2

0,30

0,30

0,15– 0,05– 0,30 0,12

–

10Г2Б

0,12

70

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

Окончание табл. 1.3.6 1

2

10Г2Б

0,12

10Г2БД

5

6

7

8

9

0,17– 1,2– 0,37 1,6

0,30

0,30

0,30

–

Ниобий 0,02– 0,05

0,12

0,17– 1,2– 0,37 1,6

0,30

0,30

0,15– 0,30

–

Ниобий 0,02– 0,05

10ХСНД

0,12

0,8– 1,1

0,5– 0,6– 0,8 0,9

0,5– 0,8

0,4…... 0,6

–

–

15Г2СФ

0,12– 0,18

0,4– 0,7

1,3– 1,7

0,30

0,30

0,30

0,05– 0,10

–

15Г2СФД

0,12– 0,18

0,4– 0,7

1,3– 1,7

0,30

0,30

0,15– 0,05– 0,30 0,10

–

14Г2АФ

0,12– 0,18

0,3– 0,6

1,2– 1,6

0,40

0,30

0,30

0,07– 0,12

Азот 0,015– 0,025

0,10– 0,17– 1,3– 0,16 0,37 1,65

0,30

0,30

0,30

–

Ниобий 0,02– 0,04

16Г2АФ

0,12– 0,18

1,3– 1,7

0,40

0,30

0,30

0,08– 0,14

Азот 0,015– 0,025

15Г2АФД

0,12– 0,18

1,2– 1,6

0,30

0,30

0,2– 0,4

0,08– 0,15

Азот 0,015– 0,030

14Г2АФД

0,14– 0,20

1,2– 1,6

0,40

0,30

0,15– 0,07– 0,30 0,12

Азот 0,015– 0,025

16Г2АФД

0,14– 0,20

0,3– 0,6

1,3– 1,7

0,40

0,30

0,15... 0,08– 0 … ,30 0,14

Азот 0,015– 0,025

18Г2АФ

0,14– 0,22

0,17

1,3– 1,7

0,30

0,30

0,08– 0,15

Азот 0,015– 0,030

18Г2АФД

0,14– 0,22

0,17

1,3– 1,7

0,30

0,30

0,15– 0,08– 0,30 0,15

Азот 0,015– 0,030

12Г2Б

3

До 0,17

4

0,30

1.3. Требования к химическому составу труб для магистральных...

71

Химический состав труб уровня PSL 2 аналогичной категории прочности по ISO 3183 также претерпел изменения. Было значительно понижено содержание углерода и несколько повышена концентрация марганца. Однако для труб уровня PSL 1 требования по химическому составу практически не отличаются от предыдущей группы (табл. 1.3.7). Таблица 1.3.7 Нормативные требования к химическому составу сталей для труб с пределом текучести от 415 до 450 МПа по ISO 3183

Сорт (название) стали

Весовая доля на основании анализа плавки и продуктаа, % С maxb

P

Mn maxb

min

max

S max

V max

Nb max

Ti max

d

d

c

c

c

c

Сварная труба PSL 2 L415 и L450

0,12

1,60

0,025 0,015

0,015

Сварная труба PSL 1 L415 и L450

0,26

1,40

–

0,030

0,030

Примечания: а

0,50 % максимум для меди; 0,50 % максимум для никеля; 0,50 % мак-

симум для хрома; 0,15 % максимум для молибдена. b

Для каждого снижения на 0,01 % ниже установленной максимальной

концентрации углерода допускается повышение на 0,05 % марганца выше установленной максимальной концентрации, максимум до 1,75 %. c

Суммарная концентрация ниобия, ванадия и титана должна быть ≤ 0,15 %.

d

Если не согласовано иначе, суммарная концентрация ниобия, ванадия

и титана должна быть ≤ 0,15 %.

API 5L также не содержит существенных изменений в химическом составе труб категории прочности Х60–Х65 (табл. 1.3.8).

72

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

Таблица 1.3.8 Нормативные требования к химическому составу сталей для труб категории прочности по API 5L Сорт (название) стали

Весовая доля на основании анализа плавки и продуктаа, % С maxb

Mn maxb

P min

max

S max

V max

Nb max

Ti max

Сварная труба PSL 2 Х60

0,22

1,40

0,025

0,015

0,015

с, d

с, d

0,04

Х65

0,22

1,45

0,025

0,015

0,015

с, d

с, d

0,06

Сварная труба PSL 1 Х60

0,26

1,40

0,030

0,045

0,030

с, d

с, d

0,04

Х65

0,26

1,40

0,030

0,045

0,030

с, d

с, d

0,06

Примечания: а При каждом снижении содержания углерода на 0,01 % относительно максимально установленного допускается увеличение на 0,05 % марганца выше указанного максимума; для групп прочности Х42–Х52 предел увеличения марганца – 1,50 %, для групп прочности Х52–Х70 – 1,65 %, а для групп прочности Х70 и выше – 2,00 %. b Суммарное содержание ниобия и ванадия не должно превышать 0,03 %, за исключением случаев соглашения между изготовителем и заказчиком, устанавливающих альтернативное суммарное содержание. с Ниобий, ванадий или их сочетание могут быть использованы по усмотрению изготовителя. d Суммарное содержание ниобия, ванадия и титана не должно превышать 0,15 %.

Однако и эти стали в итоге перестали соответствовать возросшим требованиям к сопротивлению хрупким разрушениям. В середине 1970-х годов в связи с переходом на строительство магистральных газопроводов диаметром 1420 мм и с массовой разработкой газовых месторождений, расположенных на Крайнем Севере, было разработано еще одно поколение трубных сталей. Месторождения были отдалены от основных потребителей на 2500–3000 км. Чтобы сделать транспорт газа на такие рас-

1.3. Требования к химическому составу труб для магистральных...

73

стояния эффективным помимо увеличения диаметра до 1420 мм в газопроводах было повышено рабочее давление с 5,4 до 7,4 МПа. В соответствии с изменением параметров трубопроводов ужесточились нормативные требования к трубам [30, 31]. Надежная работа газопроводов в суровых климатических условиях таких регионов была обеспечена применением низколегированных малоперлитных сталей, обладающих сочетанием высоких значений прочности, ударной вязкости, хладостойкости и свариваемости. Такого сочетания свойств удается достичь формированием в процессе контролируемой прокатки мелкозернистой структуры с субструктурным и карбонитридным упрочнением. Внедрение контролируемой прокатки сопровождалось совершенствованием процессов выплавки и внепечной обработки стали. Созданные на этой основе стали категории прочности Х70, которые можно классифицировать по отечественной системе маркировки как К60, а по ISO 3183 – L485, в 1980-х годах получили широкое распространение в производстве нефтегазопроводных труб. Эти стали позволили поднять рабочее давление в трубопроводах до 8,4 МПа и исключить возможность появления в них лавинных разрушений. К основным тенденциям совершенствования развития технологии производства сталей для производства труб большого диаметра, применяемых при строительстве газонефтепроводов, относятся: снижение содержания углерода; повышение чистоты металла по содержанию вредных примесей; микролегирование сталей ниобием, титаном и ванадием; применение термомеханической прокатки с ускоренным охлаждением для эффективного измельчения зерна [28]. Химический состав сталей с пределом текучести 485 МПа по данным разных нормативных документов представлен в табл. 1.3.9. Трубопроводы пятого поколения выполняются из малоуглеродистых сталей категории прочности Х80 (L555 по ISO 3183 или К65 по СТО Газпром 2-2.1-249-2008) и выше вплоть до Х120. Их создание основывается на следующих металловедческих принципах: • сокращение вклада в упрочнение перлитной составляющей структуры; • измельчение зерна, обеспечивающее одновременно и упрочнение, и смещение области хрупкого разрушения в сторону низких температур;

Нормативный документ Россия, ОТТ 08.0060.30.00-КТН-013-1-04 (2-й уровень качества) Россия,СТТ 08.0060.30.00-КТН-035-1-05 (сейсмичность более 8 баллов) Россия, СТТ 08.0060.30.00-КТН-035-1-05 (сейсмичность более 8 баллов) DNV-OS-F101 «Подводные трубопроводные системы» Япония,Mitsui&Co.Ltd. ISO 3183PSL1 ISO 3183PSL 2 API 5L PSL 1 API 5L PSL 2 1,85

1,65

1,65

0,16– 0,60 0,16– 0,37

0,16– 0,37

0,45 – – 0,45 – –

0,14

0,08

0,09

0,12 0,09 0,26 0,12 0,26 0,22

1,65

1,65

1,70 1,65 1,70

1,75

Mn

Si

С

0,015 0,025

0,030 0,030

0,006 0,020 0,030 0,030 0,015 0,025

0,010 0,020

0,006 0,013

0,006 0,013

0,010 0,015

S 0,04

0,05

0,05

0,06

0,05

0,05

0,04

– 0,02 ≤ 0,15 % ≤ 0,15 % 0,06 ≤ 0,15 % 0,06 ≤ 0,15 %

0,10

0,02– 0,09 0,09

0,02– 0,09 0,09

0,08

Химический состав, % P Nb V Ti

–

–

Н/д – –

0,04

0,02– 0,05

–

–

Н/д 0,50 0,50

0,50

0,40

0,25

–

0,02– 0,05 0,02– 0,05

Ni

Al

–

–

Н/д 0,50 0,50

0,50

0,40

0,25

–

Cr

–

–

0,20 0,15 0,50

0,50

–

–

–

Mo

Химический состав труб категории прочности Х70 по данным разных нормативных документов

џ Таблица 1.3.9 74 Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

1.3. Требования к химическому составу труб для магистральных...

75

• использование эффекта упрочнения дисперсионными выделениями карбонитридных элементов; • создание развитой субструктуры; • уменьшение центральной химической и структурной неоднородности. На практике реализация этих принципов достигается уменьшением содержания углерода, рациональным микролегированием карбо-нитридообразующими элементами, в первую очередь ниобием, применением термомеханической обработки (контролируемой прокатки, в том числе с ускоренным охлаждением), а также путем повышения чистоты стали по неметаллическим включениям [32, 33, 34, 35, 36, 37]. Нитриды алюминия или карбонитриды титана, ниобия и ванадия являются теми мелкими выделениями, которые контролируют размер зерен. Микролегированные стали обычно содержат выделение одного или нескольких типов, часто в сочетании AlN + TiC, NbN + VN, а более новые стали – еще и нитриды бора (BN), которые считаются более стабильными. Кроме эффекта закрепления при росте зерен существует еще один важный аспект действия карбонитридов и нитридов. Он заключен в связывании свободного азота, который способствует повышению склонности стали к старению, и образовании стабильного соединения [38]. Химический состав сталей категории прочности Х80 по данным разных нормативных документов представлен в табл. 1.3.10. Как видно, отличием рассматриваемых сталей от традиционных кремнемарганцевых трубных сталей является пониженное содержание углерода. В частности, содержание углерода в сталях отечественных производителей находится на уровне 0,04–0,06 %. При этом за счет дополнительного микролегирования Nb, V, Ti обеспечиваются достаточно высокие прочностные характеристики. Комплексное микролегирование стали ниобием, ванадием и титаном способствует формированию мелкодисперсной структуры, упрочненной частицами карбидов и карбонитридов. Суммарное содержание наиболее сильных карбидообразующих элементов (Nb + V + Ti) для сталей повышенной прочности в среднем составляет 0,10–0,15 %. Эта величина близка к аналогичному показателю для сталей категории прочности Х70.

0,07 0,12 0,22

Япония, Mitsui&Co.Ltd

ISO 3183 PSL 2

API 5L PSL 2 –

0,45

–

0,45

0,14

DNV-OS-F101 «Подводные трубопроводные системы»

Si 0,16– 0,40

С

Россия, СТТ 08.00-60.30.00- 0,07 КТН-013-1-04

Нормативный документ

1,85

1,85

1,90

1,85

1,90

Mn

P

0,015 0,025

0,015 0,025

0,006 0,022

0,010 0,020

0,004 0,010

S

Ti

0,07 0,02

0,10 0,06

0,08 0,05

V

≤ 0,15 %

0,06

≤ 0,15 %

0,05

0,05

0,08

Nb

Al

Ni

Cr

Cu

Mo

B

–

–

–

0,04

–

–

0,25

–

–

–

–

1,00 0,50 0,50 0,50

–

–

–

–

0,50 0,50 0,50 0,050 0,005

0,02– 0,35 0,20 0,35 0,25 0,0012 0,05

Химический состав

Химический состав ряда сталей категории прочности Х80 для труб по данным разных нормативных документов

Таблица 1.3.10 76 Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

1.3. Требования к химическому составу труб для магистральных...

77

Все указанные карбидообразующие элементы образуют близкие по стехиометрическому составу карбиды типа Ме2С и МеС, сохраняющиеся в составе стали при последующем нагреве до температур в пределах 1100–1200 °С. При наличии температурновременных условий для протекания процесса карбидообразования указанные элементы могут вывести из твердого раствора и связать в стойкие карбиды около 0,02–0,03 % углерода (табл. 1.3.11). Таблица 1.3.11 Соотношение карбидообразующих элементов и углерода у трубных сталей Содержание легируНормативный ющих элементов, % документ С Nb V Ti

Кол-во углерода, связанного в карбидную фазу, %

Россия, СТТ 08.00-60. 0,07 0,08 0,08 0,05 30.00-КТН013- 1-04

0,03

DNV-OSF101 «Подводные 0,14 0,05 0,10 0,06 трубопроводные системы»

0,03

Япония, Mitsui &Co. 0,07 0,05 0,07 0,02 Ltd

0,02

ISO 3183 PSL 2

0,12

≤ 0,15 %

0,02

API 5L PSL 2

0,22

≤ 0,15 % V – 0,06

0,02

Примечание: Nb, V, Ti – содержание карбидообразующих элементов в стали, %; ki – переводные коэффициенты (kNb = 0,59; kV = 1,1; kTi = 1,17); kkp – критический коэффициент карбидообразования, принятый равным 1,5 [39].

78

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

Эти же принципы легирования сохраняются и в сталях более высоких категорий прочности. Общепринятый метод обработки при получении труб из высокопрочных сталей, таких как Х80 и выше, состоит из термомеханической прокатки и последующего ускоренного охлаждения. Возможно несколько подходов к получению требуемого уровня свойств для сталей категории прочности Х100 и выше. Первый из них заключается в увеличении прочностных свойств за счет дополнительного легирования молибденом, медью и никелем, однако при этом сталь приобретает повышенную хрупкость, особенно в зоне сварных соединений. Типичный химический состав стали, полученный в результате первого подхода, представлен в таблице на рис. 1.3.1 как вариант А. Содержание углерода, 0%

Химический состав, 0%

Сэкв 0,49 %

0,08 %

0,48 %

0,06 % 0,05 %

A

0,43%

низкая

C

высокая

высокая

низкая B

Скорость охлаждения

Плавка

C

Параметры охлаждения

Mn

Si

Mo

Ni

Cu

Температура конца охлаждения

Nb

Ti

N

Cэкв

Pсм

1

0,08 1,95 0,26 0,26 0,23 0,22 0,05 0,018 0,003 0,49 0,22

2

0,07 1,89 0,28 0,15 0,16

3

0,07 1,90 0,30 0,17 0,33 0,20 0,05 0,018 0,005 0,46 0,20

4

0,06 1,90 0,35 0,28 0,25

– –

0,05 0,015 0,004 0,43 0,19 0,05 0,018 0,004 0,46 0,19

Рис. 1.3.1. Различные варианты достижения уровня прочности Х100 [4]

1.3. Требования к химическому составу труб для магистральных...

79

Предел текучести и предел прочности, МПа

Второй подход к получению прочностных свойств на уровне категории прочности Х100 основывается на увеличении скоростей охлаждения при термомеханической прокатке при сохранении степени легированности стали на уровне, близком к категории прочности Х80. Высокие скорости охлаждения в этом варианте сохраняются в прокатном стане вплоть до конца охлаждения, что приводит к значительному падению ударной вязкости и пластичности металла. Кроме того, формирование требуемого уровня прочностных свойств за счет термической обработки приводит к появлению участков разупрочнения основного металла в процессе сварки труб. Видимо, оптимальным подходом к получению труб категории прочности Х100 и выше будет сочетание первого и второго вариантов путем проведения двухуровневого процесса прокатки и плавного охлаждения в сочетании с ограниченным долегированием стали при сохранении углерода на том же уровне. Согласно данным EUROPIPE GmbH (Maiheim, Germany), при сохранении химического состава стали на уровне, близком к Х80, и внесении некоторых изменений в условия прокатки возможно получение ударной вязкости на уровне 200 Дж и сохранение отношения предела текучести к пределу прочности на довольно высоком уровне (рис. 1.3.2). 950

Предел текучести

900

Предел прочности

850 800 750 700 650 600 10

12

14

16

18

20

22

24

Толщина стенки, мм а)

26

28

80

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам... % волокна 100 90 80 70 60 50 40 30 20 10 0

10

12

14

16 18

20

22

24

26

28

Толщина стенки, мм б) Рис. 1.3.2: а – прочностные свойства труб категории прочности Х100 с различной толщиной стенки; б – влияние толщины стенки на результаты ударных испытаний при температуре –20 °С

Химический состав труб категории прочности L625 (Х90), L690 (X100) и L830 (X120) регламентируются только в ISO 3183 для уровня PSL 2 (табл. 1.3.12). Таблица 1.3.12

Категория прочности

Химический состав труб категории прочности Х90–Х120 по ISO 3183 Химический состав, % С

Si

Mn

S

P

Х90 0,10 0,55 2,10 0,010 0,020

Nb V

Ti Ni

≤ 0,15 %

Cr

Cu Mo

B

1,0 0,50 0,50 0,50

– –

Х100 0,10 0,55 2,10 0,010 0,020

≤ 0,15 %

1,0 0,50 0,50 0,50

Х120 0,10 0,55 2,10 0,010 0,020

≤ 0,15 %

1,0 0,50 0,50 0,50 0,004

Следует отметить, что в высокопрочных сталях наблюдается некоторое увеличение таких элементов, как марганец, никель, хром, а в некоторых составах меди и молибдена, что способствует торможению распада аустенита в перлитной области. Указанные

1.3. Требования к химическому составу труб для магистральных...

81

элементы снижают скорость диффузии углерода из твердого раствора в зону образования цементита, обеспечивая его сохранение в матрице сплава до более низких температур. Оценить снижение скорости диффузии углерода при легировании этими элементами можно путем сравнения значений плотности диффузионного потока (J) в нелегированном и легированном аустените. Анализ влияния марганца, никеля и хрома на скорость диффузии углерода при разных температурах проведен по следующему выражению [4] для определения плотности диффузионного потока: (1.12) где: J – плотность диффузионного потока, проходящего через сечение в единицу времени; D – коэффициент диффузии углерода в стали; (1.13) ΔμCFe–Me–C, ΔΔμCFe3C – химические потенциалы углерода в аустените и цементите; ΔμCFe–Me–C =

∑ (N ΔΔH i

см

) + (1 – NC ) (1 – NC ) (40225 – 23,0 T ) +

+ R T ln (NC /(0,25 ´ (1 – NC ) – NC ))

(1.14)

Ni – атомарная доля легирующего элемента в аустените; Нсм – изменение энтальпии смешения при легировании: для Ni – ΔΔHсм = –12 720 Дж/моль, Mn – ΔΔHсм = –14470 Дж/моль, Cr – ΔΔHсм = –15850 Дж/моль. NC – атомарная доля углерода в сплаве; h – толщина промежуточного слоя, принятая равной параметру решетки аустенита 3,6 ´ 10–7 см. Так как марганец, никель и хром характеризуются отрицательными значениями энтальпии смешения, их присутствие в стали будет способствовать снижению плотности диффузионного потока, уменьшая тем самым скорость диффузии углерода (рис. 1.3.3).

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

Плотность диффузионного потока углерода*10–5, % * см3/с

82

0,20 0,15

Mn Ni

0,10

Cr Fe

0,05 0,00

0

0,5

1,0

1,5

2

Концентрация легирующего инструмента в стали, %

Плотность диффузионного потока углерода*10–7, % * см3/с

а) 0,080 0,075 0,070 0,065 0,060 0,055 0,050 0,045 0,040

Mn Ni Cr Fe

0

0,5

1,0

1,5

2

Концентрация легирующего инструмента в стали, % б) Рис. 1.3.3. Изменение плотности диффузионного потока в зависимости от легирования сталей с содержанием углерода 0,05 % при температурах: а) 800 °С; б) 500 °С.

Как видно из рис. 1.3.3, легирование марганцем в количестве 1,5–2,0 % в 1,5 раза снижает скорость диффузии углерода в область образования цементита. Это приводит к торможению процесса распада аустенита по диффузионному механизму, предотвращая тем самым появление перлита в структуре рассматриваемых сталей. Сталь категории прочности Х120 для обеспечения требуемых свойств (σs0,2 ≈ 827 МПа, σsσв ≈ 931 МПа, энергия разрушения по

1.3. Требования к химическому составу труб для магистральных...

83

Шарпи при –30 °С не менее 231 Дж) должна иметь преимущественно структуру нижнего бейнита. Ведущая роль в формировании такой структуры принадлежит системе легирования стали. В стали данной категории прочности, так же как и в предыдущих, ограничивается содержание углерода (не более 0,1 %). На рис. 1.3.4 [40] показана зависимость между содержанием углерода и пределом прочности ряда высокопрочных сталей. Для стали Х120 предел прочности линейно зависит от содержания углерода. Отличительной особенностью стали Х120 является то, что при низком содержании С, 0,04–0,05 %, различие между твердостью (прочностью) имеющегося в структуре мартенсита и нижнего бейнита мало. Так как твердость мартенсита – это максимальная твердость, которая может ожидаться в ЗТВ, то максимальное увеличение твердости ЗТВ относительно уровня основного металла будет незначительно. 1300 Мартенсит

Предел прочности, МПа

1200 1100

Х120 НБ LB

1000

Х120 900 Х100 ВБ UB

800

Х100

700 600

0

0,02

0,04

0,06

Х80

Ф + ВБ F + UB

0,08

0,1

0,12

С, % Рис. 1.3.4. Влияние С на предел прочности (ТS) для мартенсита в сталях Х120, Х100 и Х80

84

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

Кроме основных легирующих элементов марганца и кремния сталь содержит медь, никель, хром, молибден, микролегирующие элементы ванадий, ниобий, титан. Для формирования структуры нижнего бейнита при меньшей степени легированности в состав стали Х120 вводят бор в количестве 0,003–0,004 %. На рис. 1.3.5 [25] показаны термокинетические диаграммы после горячей деформации сталей с бором и без бора при близких параметрах превращения. В этих сталях в широком диапазоне скоростей охлаждения, которые обеспечивались в процессе прерывистой прямой закалки, формируется структура нижнего бейнита. Однако в стали без бора для этого требуется более высокое содержание легирующих элементов. Для улучшения прокаливаемости трубопроводной стали бор должен находится в твердом растворе по границам зерен. Необходимо предотвратить образование соединений бора с азотом (BN) и боросодержащих карбидов Fe23(CB)6. В связи с этим в состав стали вводят стехиометрическое количество Ti для образования нитрида титана TiN. Введение Mo и Nb также полезно для стабилизации влияния бора [24]. Температура, °С

Температура, °С

800

800

700

700

600

600

500

500

400

400

300

300

200

200

100

100

0

1

10

100

1000 10000 100000

0

1

10

100 1000 10000 100000

Время, с

Время, с

а)

б)

Рис. 1.3.5. Термокинетические диаграммы после горячей деформации: а) сталь с бором, b = 3,2; б) сталь без бора, b = 3,4

1.3. Требования к химическому составу труб для магистральных...

85

Допустимый уровень содержания растворенных газов для сталей категории прочности Х80 и выше находится в пределах: • для азота не более 0,006 %; • для водорода не более 3 см3/100 г [34]. Связывание азота проводится за счет микролегирования титаном с образованием нитридов Ti3N – TiN. Выделение указанных нитридов титана происходит при стехиометрическом соотношении атомов титана и азота, не превышающем 3,4, что соответствует их весовому соотношению в стали не более 11,6. Таким образом, для связывания всей предельно допустимой для этой группы сталей концентрации азота требуется не более 0,07 % титана. Стали категорий прочности Х80–Х120 относятся к группе высококачественных и особо высококачественных сталей, характеризующихся пониженным содержанием вредных примесей. В частности, содержание серы в химическом составе стали не должно превышать 0,015 %, что ограничивает появление в структуре легкоплавких эвтектик (например, FeS и Fe2S) и выделение хрупких фаз. При этом за счет невысокого содержания фосфора (не более 0,020 %) в стали снижается дендритная неоднородность распределения серы. Модифицирование остающихся в структуре стали сульфидов за счет обработки кальцием (при соотношении 1,5 £ Ca/S £ 2,0) или алюминием (при соотношении (Ca/Al ³ 0,14) обеспечивает их коагуляцию и более равномерное распределение по объему металла. По данным работы [34], максимальный балл загрязненности по оксидам должен находиться в пределах 0,5–1,0, по силикатам – 1,0–3,5, по сульфидам – 0,5. Условия термомеханической обработки сталей категории прочности Х100 и Х120 предусматривают максимально высокую степень деформации во время первой ступени прокатки, что очень важно для дробления и очистки первичного зерна при перекристаллизации аустенита. Окончание прокатки должно проходить около температуры Ас3 для предотвращения рекристаллизации аустенита и сохранения в нем высокой плотности дислокаций. Эффективность дальнейшей термообработки определяется процессом ускоренного охлаждения, скорость которого должна быть, по данным EUROPIPE GmbH, выше 20 °C/с, а температура конца охлаждения – ниже 400 °С. Применение узких диапазонов температур для индивидуальных этапов проката позволяет

86

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

достичь предела текучести более 840 МПа, а значения предела прочности – более 1000 МПа. Кроме того, значения ударной энергии более 240 Дж были измерены при –30 °С. Таким образом, указанное изменение принципов легирования сталей категории прочности Х80–Х120 по сравнению с ранее принятыми для сталей категории прочности Х70 [41] позволяет резко уменьшить роль углерода как упрочняющего элемента, а повышение прочностных характеристик обеспечить вследствие действия механизмов измельчения зерна, дисперсионного и дислокационного упрочнения. При этом улучшается вязкость и свариваемость стали [38].

1.4. Структурно-фазовое строение трубных сталей разных классов прочности В зависимости от системы легирования и предварительной термической обработки по исходной структуре низкоуглеродистые трубные стали можно разделить на четыре группы: ферритно-перлитные, ферритно-бейнитные, бейнитные и бейнитномартенситные. К группе ферритно-перлитных сталей относятся низкоуглеродистые нелегированные и низколегированные марганцовистые стали. Для низкоуглеродистых нелегированных сталей (сталь 05, 10, 15, 20) основным упрочняющим элементом металла является углерод. Диффузионный распад аустенита в этих сталях начинается, как правило, с выделения избыточного феррита, формирование которого происходит во всем диапазоне скоростей охлаждения (рис. 1.4.1). Повышение скорости охлаждения способствует некоторому увеличению устойчивости аустенита и снижению температуры его распада до 700–750 °С. Температурный интервал бейнитного превращения для низкоуглеродистых сталей располагается в области повышенных температур в районе 600 °С. Скорость протекания бейнитного превращения значительна и превышает по своей величине скорость перлитного превращения. Температура начала мартенситного превращения для низкоуглеродистых низ-

1.4. Структурно-фазовое строение трубных сталей разных классов...

87

колегированных сталей также достигает максимальных значений и близка к 400 °С, однако образование мартенсита при закалке у этой группы сталей, как правило, не наблюдается из-за необходимости создания сверхвысоких скоростей охлаждения. t, °С

Ac3

800 700

40

70

25 40

Ф 90

90

П 10

10

Конец превращения

Б

A

500

88 89 A 12 11

5

1

Мн

A

Ac1

20

400 М

A 300 200 HV 360 100

1

204 187 183 173 10

102

150 103

125 104

t, c

Рис. 1.4.1. Диаграмма анизотермического превращения аустенита для стали 10 [42]

Температура начала, так же как и температура конца мартенситного превращения, для этой группы сталей лежит в области положительных температур (рис. 1.4.2). Это приводит к неполному протеканию процесса мартенситного превращения и сохранению в структуре некоторого количества остаточного аустенита. Обеспечение условий для получения 100 % мартенсита в структуре этих сталей требует переохлаждения в область отрицательных температур.

88

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам... 700 600 Температура, °С

500 400

M

300 200 100

Mк

0 –100 –200

0

0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 0,2 1,4 1,6 1,8 %, С

Рис. 1.4.2. Изменение температур начала и конца мартенситного превращения в зависимости от содержания углерода в стали [43]

В большинстве случаев в основном металле труб формируется ферритно-перлитная структура. Процентное соотношение фаз в структуре, форма и дисперсность их выделения определяются скоростью охлаждения в интервале температур 800–500 °С. При

а)

б)

Рис. 1.4.3. Структура участка перегрева низкоуглеродистой стали, полученная при разных скоростях охлаждения: а) w8–5 – 0,5 °С/с; б) w8–5 – 10 °C/c (х200)

1.4. Структурно-фазовое строение трубных сталей разных классов...

89

ускоренном охлаждении у этой группы сталей формируется мелкодисперсная ферритно-перлитная структура. Снижение этого показателя способствует образованию структуры в виде зернистого перлита, а выделения феррита могут происходить с образованием структуры типа видманштетт (рис. 1.4.3а). Повышение скорости охлаждения способствует формированию пластинчатого перлита и выделению феррита разной дисперсности в виде сетки по границам зерен и внутри них (рис. 1.4.3б). Низкоуглеродистые низколегированные стали, легированные кремнием и марганцем (09ГС, 09Г2С, 10Г2С, 16ГС, 17ГС), также характеризуются преимущественно ферритно-перлитной структурой (рис. 1.4.4). t, °С Ac1

700 600

300

Ф A П

A

500 400

A

A

Б

Mн A

М

200 260

100 0

0,5 1

15 10

2,5 102

1

С/с

103

104

t, c

Рис. 1.4.4. Анизотермическая диаграмма превращения аустенита стали 15ГС [42]

Легирование марганцем в количестве 1,0–2,0 % повышает устойчивость аустенита, что вызывает некоторое смещение областей его диффузионного распада в сторону более медленных скоростей охлаждения, чем у аналогичных нелегированных сталей. Области ферритного и бейнитного превращений имеют близкие максимумы скоростей охлаждения в диапазоне 150–300 °С/с. Выделение

90

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

перлита происходит при значительно более низких скоростях охлаждения. При скоростях охлаждения, характерных для термомеханической обработки труб, формирование структурно-фазового состава идет по ферритно-перлитному механизму, при ускоренном охлаждении – по ферритно-бейнитному, которое для этих сталей протекает при достаточно высоких скоростях охлаждения. Микроструктуры некоторых трубных сталей в состоянии после контролируемой прокатки (а, б) и нормализации (в, г) представлена на рис. 1.4.5.

а)

б)

в)

г)

Рис. 1.4.5. Фотографии микроструктур исследованных сталей х200: а – 09Г2С; б – 17ГС; в – 10Г2; г – 19Г.

После контролируемой прокатки металл труб имеет ферритноперлитную структуру, характеризующуюся строчечным распределением перлита. Содержание феррита в структуре составляет около 70–75 %. На рис. 1.4.5а, 1.4.5б наблюдается явно выраженная полосчатость структуры материала (текстура), являющаяся

1.4. Структурно-фазовое строение трубных сталей разных классов...

91

следствием сегрегации легирующих элементов в процессе кристаллизации. В процессе прокатки возникают слои разного химического состава, из которых формируются чередующиеся полосы феррита и перлита, причем в полосах без перлита зерна феррита более крупные, чем в полосах с перлитом. Это указывает на то, что перлит сдерживает рост ферритных зерен [44, 45]. Легирование сталей ферритно-перлитной группы в небольшом количестве хромом, молибденом и никелем (15ХСНД, 20Х, 18Х2Н4МА, 20ХН3А, 20ХНМ, 20ХГНМ) повышает устойчивость аустенита в области диффузионного распада. Являясь относительно слабыми карбидообразующими элементами, хром и молибден при быстром охлаждении в низколегированных сталях не образуют собственных карбидов и остаются в твердом растворе и сдвигают область ферритного превращения в сторону более низких скоростей охлаждения, при этом особенно сильно замедляя перлитное превращение. Бейнитное превращение сдвигается в область более низких температур, имеет ярко выраженный кинетический максимум и протекает в широком диапазоне скоростей охлаждения (рис. 1.4.6). t, °С

Ac3 Ac1

700

A

75 20 47 61 64

3

600 A

500 Мн 400

30 A

A

П 78 80 22 20 25

Конец превращения

Б 75 90 89 М

73

47 35

33

300 200 100

HV

0 0,5 1

420

420

10

306

102 1

265 258 241 206 193 177 173

103

104

146 122

t, c

3 5 10 30 1 2 5 10 4

Рис. 1.4.6. Анизотермическая диаграмма превращения аустенита стали 15ХМ [46]

92

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

Фотографии микроструктуры ферритно-перлитных сталей с дополнительным легированием хромом и никелем представлены на рис. 1.4.7.

а)

б)

Рис. 1.4.7. Фотографии микроструктур сталей х200: а) 14ХГС; б) 15ХСНД

Следует учитывать, что в сталях, легированных хромом, никелем и марганцем свыше 1,0 %, возрастает опасность появления закалочных структур и повышения хрупкости. При этом влияние хрома тесно связано с содержанием углерода. При низком содержании углерода, до 0,1 %, безопасной считается концентрация хрома в пределах 5 %. Рост количества углерода снижает этот предел. Так, для стали с содержанием углерода 0,25 % сохранение хорошей свариваемости наблюдается, если концентрация хрома не превышает 2,0 %. Предельное содержание никеля в низкоуглеродистых сталях для сохранения хорошей свариваемости не должно превышать 1,0–1,5%. Кроме того, легирующие элементы в низколегированных трубных сталях значительно влияют на положение области мартенситного превращения, смещая ее вниз по температурной шкале. На рис. 1.4.8 представлено влияние различных легирующих элементов, применяемых в этих сталях, на положение температуры начала мартенситного превращения.

1.4. Структурно-фазовое строение трубных сталей разных классов...

93

Температура Мн, °С 300

Si

200 100

Cr Mn

Ni

0 Легирующие элементы, % Рис. 1.4.8. Влияние легирующих элементов в стали на температуру начала мартенситного превращения (Мн) [47]

Формирование ферритно-бейнитной структуры в трубных сталях повышенной прочности в первую очередь связано с измельчением зерна исходной структуры и сокращением вклада в упрочнение перлитной составляющей. На практике формирование мелкодисперсной структуры в сталях типа 14Г2САФ, 16Г2АФ достигается рациональным микролегированием сильными карбидообразующими элементами, преимущественно ванадием, ниобием или титаном. Введение этих элементов способствует образованию при охлаждении специальных карбидов на их основе при температурах выше 1000 °С. Формирующаяся карбидная фаза препятствует росту зерна аустенита и способствует при его распаде образованию более мелкодисперсной структуры. Листовой прокат для труб большого диаметра из сталей категории прочности Х52 и выше производят методом термомеханической прокатки (ТМП). Этот метод характеризуется тем, что завершающая стадия прокатки проводится в температурном интервале, в котором аустенит не рекристаллизуется. При этом форма аустенитного зерна изменяется от равноосной к удлиненной, что способствует возникновению большего количества центров зарождения αa-фазы при g Õ a превращении и приводит к измельчению зерна.

94

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

Тенденции развития технологии производства и изменения химического состава высокопрочных трубных сталей приведены в табл. 1.4.1 [48]. Таблица 1.4.1

Год

Сталь

Технологии производства и схемы легирования трубных сталей

1980 X70

Технология производства

C

Mn Mo Ni

Cu

V

Nb

Ti

B

0,10 1,50

–

–

– 0,05 0,04

–

–

X70 ТМП+УО* 0,07 1,60

–

–

–

–

0,04

–

–

X80 ТМП+УО 0,07 1,85 0,15 –

–

–

0,05 0,02

–

1995 X100

ТМП+УО 0,07 1,90 0,30 0,25 0,25 – (DQ)**

0,05 0,02

–

2003 X120

ТМП+УО 0,05 1,95 0,50 1,50 0,50 – (DQ)

0,05 0,02 0,0015

1990

ТМП

Химический состав, % (по массе)

*ТМП+УО – термомеханическая прокатка с ускоренным охлаждением; **ТМП+УО (DQ) – термомеханическая прокатка с ускоренным охлаждением (прямая закалка).

Традиционная сталь Х70 производится описанным выше методом ТМП с последующим охлаждением на воздухе. Для обеспечения требуемой прочности помимо ниобия – характерного и обязательного элемента в составе стали для термомеханической прокатки – в качестве микролегирующего элемента используется и ванадий, повышающий прочность за счет усиления дисперсионного упрочнения. При применении ускоренного охлаждения после ТМП возможно получение более мелкозернистой структуры с некоторым количеством бейнита. Сталь с такой микроструктурой достигает категории прочности Х70 и без дополнительного микролегирования ванадием. На рис. 1.4.9 приведены фотографии микроструктуры стали 10Г2ФБЮ (Х70) в исходном состоянии.

1.4. Структурно-фазовое строение трубных сталей разных классов...

а)

95

б)

Рис. 1.4.9. Микроструктура стали 10Г2ФБЮ в исходном состоянии: а) х200; б) х500

Как видно из представленных фотографий, структура стали 10Г2ФБЮ преимущественно состоит из мелкодисперсного феррита и незначительного, около 20 %, бейнита. Обращает внимание разнозернистость феррита (диаметр зерна колеблется от 5–7 до 30 микрон), что характерно для сталей контролируемой прокатки. Структура имеет незначительную строчечность. В структуре трубной стали категории прочности выше Х70 бейнит становится основной структурной составляющей, при этом более мелкое зерно способствует повышению прочности и вязкости, в то время как повышенная плотность дислокаций приводит к дополнительному повышению прочности стали [49]. Существует два способа получения бейнитной микроструктуры: увеличение либо количества легирующих элементов, либо скорости охлаждения листов. Последний способ требует дополнительного оборудования, но экономически выгоден и не оказывает отрицательного влияния на свариваемость металла. Типичные установки ускоренного охлаждения обеспечивают среднюю скорость охлаждения – примерно 15 °С/c для листа толщиной 20 мм; в зависимости от скорости охлаждения, обеспечиваемой установленным оборудованием, возможно также сочетание двух указанных способов. Для получения стали категории прочности Х80 в микроструктуре стали должно содержаться не менее 50 % бейнита. В большинстве случаев сталь категории прочности Х80 характеризуется преимущественно бейнитной структурой с небольшим, до 20 %, содержанием высокодисперсной ферритной фазы

96

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

(размер зерна 4–5 мкм), упрочненной частицами карбонитридных фаз [36, 49, 50]. На рис. 1.4.10 представлены фотографии микроструктуры стали категории прочности Х80.

х200

х200

х200

а)

б)

в)

х500

х500

х500

Рис. 1.4.10. Микроструктура основного металла трубы, изготовленной из стали Х80, в следующих плоскостях: а) в плоскости проката; б) в торцевой плоскости, перпендикулярной направлению проката; в) в торцевой плоскости, параллельной направлению проката

1.4. Структурно-фазовое строение трубных сталей разных классов...

97

Микроструктура металла стали Х80, представленного на рис. 1.4.10, состоит из 90–95 % бейнита и 5–10 % феррита. Возможно наличие около 3–5 % мартенсита и остаточного аустенита. Металл характеризуется значениями твердости в диапазоне 220–230 HV. На рис. 1.4.11 приведена термокинетическая диаграмма распада аустенита сталей категории прочности Х80 в условиях термической обработки. Температура, °С 900 800 700 600

A–Ф

500 A–Б

Mн 400

0,5

300

A–М

200 100

200 130 1

75

25 17

10

6

2 Vохл, °С/с

100

1000

Время, c Рис. 1.4.11. Термокинетическая диаграмма распада аустенита для стали категории прочности Х80 в условиях термической обработки (С – 0,05 %; Mn – 1,75 %; Si – 0,37 %; Ni – 0,2 %; Mo – 0,25 %; Cu – 0,2 %; Ti – 0,014 %; V – 0,053 %; Nb – 0,08 %) [31]

Как видно из диаграммы (рис. 1.4.11), распад аустенита стали Х80 протекает преимущественно в ферритной и бейнитной областях. При этом область ферритного превращения распространяется на весь исследованный диапазон скоростей охлаждения, от 0,1 до 200 °С/с. Это свидетельствует о том, что обеспечение

98

Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

структурно-фазового состава стали Х80 (содержание бейнитной фазы на уровне не менее 50–60 %), представленного на рис. 1.4.10, при термической обработке может быть достигнуто только при повышенных скоростях охлаждения. Для обеспечения предела текучести на уровне 690 МПа, соответствующего категории прочности Х100, в структуре стали должно содержаться не менее 80 % бейнита, что говорит о переходе к сталям с преимущественно бейнитной структурой. На рис. 1.4.12 представлена термокинетическая диаграмма стали категории прочности Х100.

Температура, °С

800

20 °С/с 35 °С/с

Феррит

600

Перлит

Бейнит 400

Мартенсит

200

Прямая закалка 1

3

10

30

Ускоренное охлаждение 100

300

1000

Время, с Рис. 1.4.12. Термокинетическая диаграмма для стали Х100 (C – 0,06 %; Mn – 1,80 %; Mo – 0,30 %; Ni – 0,20 %; Nb – 0,06 %)

Анализ диаграммы, представленной на рис. 1.4.12, показывает, что при термической обработке распад аустенита стали категории прочности Х100 протекает по механизмам диффузионного (ферритная, перлитная области), полудиффузионного (бейнитная область) и бездиффузионного (мартенситная область) превращений. Указанный ранее структурный состав формируется при скоростях охлаждения не менее 20 °С/с за счет использования типичной установки ускоренного охлаждения. Такая скорость охлаждения

1.4. Структурно-фазовое строение трубных сталей разных классов...

99

обеспечивает условия для предотвращения распада аустенита в ферритной области. При более высокой скорости охлаждения и его завершении при температуре ниже 400 °С имеется возможность снижения степени легирования стали (прямая закалка). Бейнитная структура может содержать островки мартенсита, который является хрупкой фазой, если он обогащен углеродом и представляет собой неотпущенный мартенсит. Для гарантированного получения вязких свойств содержание углерода в такой стали должно быть не более 0,06 %. Дальнейшее увеличение в стали с бейнитно-мартенститной структурой доли нижнего бейнита и мартенситной фазы способствует повышению ее предела текучести s0,2 до 850–860 МПа. Такие стали относятся к категории прочности Х120 [31]. Требуемые свойства сталей категории Х120 обеспечиваются наличием преимущественно микроструктуры нижнего бейнита (рис. 1.4.13) [25]. Благодаря высокой плотности дислокаций и мелкому зерну эта микроструктура характеризуется сверхвысоким уровнем прочности и достаточной ударной вязкостью. Формирование такой микроструктуры обеспечивается тщательным выбором параметров прокатки листа. Применяется повторный нагрев, высокая, насколько возможно, степень деформации на первом этапе прокатки, что важно для очистки первичного зерна при перекристаллизации первичного аустенита. Окончание прокатки должно проходить около температуры А3 для продольной деформации нерекристаллизовавшегося аустенита. Такой аустенит имеет высокую плотность дислокаций и трансформируется в нижний бейнит после ускоренного охлаждения. После окончания прокатки скорость охлаждения должна быть не ниже 20 °С/с вплоть до температуры 400 °С. В таких условиях производства предел текучести стали достигает более 840 МПа, значения предела прочности – более 1000 МПа. При этом значение энергии разрушения при ударных испытаниях при –30 °С составляет более 240 Дж [4]. Таким образом, создание новых малоуглеродистых кремнемарганцовистых микролегированных сталей категории прочности Х80–Х120 требует перехода от ферритно-перлитной микроструктуры к ферритно-бейнитной (Х80) и бейнитно-мартенситной (Х100, Х120) структурам, которые могут быть обеспечены за счет

100 Глава 1. Требования основных нормативных документов к трубам...

ускоренного охлаждения при термомеханической обработке в процессе их производства.

1mm Сталь с бором, НБ

Сталь без бора, ВБ

а)

б)

10mm Основной металл (нижний бейнит) в) Рис. 1.4.13. Микроструктура стали Х120

Глава 2 Свариваемость трубных сталей и ее основные характеристики

Свариваемость является одной из важнейших характеристик сталей, применяемых в сварных конструкциях. Согласно ГОСТ 2601 «Сварка металлов. Термины и определения основных понятий» принято следующее определение свариваемости: «Свариваемость – свойство металлов или сочетания металлов образовывать при установленной технологии сварки соединение, отвечающее требованиям, обусловленным конструкцией и эксплуатацией изделия». В сварочной практике существует понятие физической и технологической свариваемости. Физическая свариваемость подразумевает возможность получения монолитных сварных соединений с химической связью. Такой свариваемостью обладают практически все технические сплавы и чистые металлы, а также ряд сочетаний металлов с неметаллами. Технологическая свариваемость – это характеристика металла, определяющая его реакцию на воздействие сварки и способность образовывать сварное соединение с заданными эксплуатационными свойствами. В этом случае свариваемость рассматривается как степень соответствия свойств сварных соединений одноименным свойствам основного металла или их нормативным значениям. Поскольку количество показателей, характеризующих свойства основного металла, велико, то свариваемость является комплексной характеристикой, включающей следующие основные показатели: • сопротивляемость образованию горячих трещин; • сопротивляемость образованию холодных трещин; • реакция металла на термодеформационный цикл сварки, проявляющийся в склонности к росту зерна, структурным и фазовым изменениям в металле шва и ЗТВ; • соответствие свойств сварного соединения заданным эксплуатационным требованиям по прочности, пластичности, вы-

102

Глава 2. Свариваемость трубных сталей и ее... характеристики

носливости, ползучести, жаростойкости, жаропрочности, коррозионной стойкости и т.п. Показатели свариваемости, как одиночные, так и представляющие собой сочетание нескольких показателей, служат основанием для выбора способа сварки, сварочных материалов, применения регулирования технологических параметров сварочных процессов. Общим для всех показателей свариваемости является их зависимость от химического состава стали и структурно-фазового состояния сварного соединения. Большинство расчетных методов оценки свариваемости основано на использовании зависимостей их склонности к образованию горячих и холодных трещин от химического состава.

2.1. Склонность трубных сталей к образованию горячих трещин Отечественные и зарубежные нормативные документы не регламентируют требования по стойкости трубных сталей к образованию горячих трещин. Однако они могут возникать в сварном шве и зоне термического влияния основного металла при неблагоприятном сочетании ряда факторов, связанных с понижением деформационной способности металла вследствие наличия в структуре легкоплавких эвтектик, дефектов кристаллического строения, выделения хрупких фаз, а также под действием внутренних и внешних напряжений. Согласно теории технологической прочности металлов при сварке, разработанной Н.Н. Прохоровым [51], сопротивляемость сварного соединения образованию горячих трещин определяется тремя основными факторами: • пластичностью металла в температурном интервале хрупкости (ТИХ); • значением этого интервала; • характером нарастания деформации при охлаждении (темпом деформации сварного соединения). Чем больше пластичность сплава в ТИХ, тем при равных прочих условиях меньше вероятность образования горячих трещин.

2.1. Склонность трубных сталей к образованию горячих трещин

103

Значение пластичности и характер ее изменения в ТИХ зависят от химического состава сплава, схемы кристаллизации сварного шва, развития химической и физической неоднородности и других факторов, значение и степень влияния которых существенно зависят от методов, приемов сварки, применяемых режимов и т.д. Для металла сварного шва значение минимальной пластичности зависит от ряда факторов, поддающихся управлению. Из технологических факторов можно выделить: химический состав свариваемых материалов и применяемых присадочных проволок, состав покрытия электродов, флюсы, режимы сварки, определяющие форму шва. Изменяя схему кристаллизации, можно регулировать процессы структурообразования в металле шва и околошовной зоне, размер зерна, характер и интенсивность протекания ликвационных и сегрегационных процессов и др. В околошовном участке сварного соединения возможностей влиять на стойкость к образованию горячих трещин (ГТ) значительно меньше. Главное значение для стойкости основного металла к образованию ГТ имеет его химический состав [51]. Крайне неблагоприятно наличие серы, образующей легкоплавкие эвтектики в зоне неполного расплавления. Содержание углерода также существенно изменяет степень дендритной неоднородности распределения серы и характер выделения сульфидов [52]. Углерод уменьшает растворимость серы в жидкой стали, что способствует выделению сульфидных включений по границам кристаллов. Снижает сопротивляемость металла шва образованию ГТ также фосфор. Одна из причин вредного влияния фосфора заключается в его способности увеличивать дендритную неоднородность распределения серы и понижать тем самым прочность и пластичность металла. Исследования Н.Н. Прохорова показали, что наряду с серой, углеродом и фосфором сопротивляемость металла шва образованию ГТ уменьшают никель, кремний и медь. Сопротивляемость металла шва образованию ГТ может быть значительно повышена за счет его легирования элементами, связывающими серу в тугоплавкие сульфиды (например, МnS) и модифицирования, при котором происходит измельчение его первичной структуры. В результате модифицирования получается дезориентированная структура вместо столбчатой. В качестве элементов-модификаторов используются алюминий, титан, ва-

104

Глава 2. Свариваемость трубных сталей и ее... характеристики

надий, цирконий, РЗМ и др. Применение элементов-модификаторов позволяет не только улучшить технологические свойства металла шва, но и заметно повысить его механические свойства, главным образом пластичность и ударную вязкость. Для приближенной оценки сопротивления трубных сталей образованию ГТ используют расчетно-статистический метод по параметрическим уравнениям (табл. 2.1.1). Таблица 2.1.1 Расчетно-статистические показатели склонности к горячим трещинам [48] №

Параметрическое уравнение

1

2

UCS* = 230C + 190S + 75P + + 45Nb + 12,3Si – 5,4Mn – 1

Вид оценки < 4 – не склонна; < 2 – не склонна < 10 – стойкая; > 30 – склонная

Область применения Для сталей сs σ в < 700 МПа; для сталей с σsв > 700 МПа Nb – микролегированные стали

В табл. 2.1.2 представлены результаты расчета показателей стойкости трубных сталей с ферритно-перлитной структурой к ГТ, полученные на основе химических составов, представленных в разделе 1.3. Как видно из представленных данных, для большинства рассмотренных кремнемарганцовистых сталей показатель HCS находится ниже критического значения, равного 4. Превышение указанной величины наблюдается только у сталей, дополнительно легированных хромом и никелем, что связано со снижением пластичности этих сталей в температурном интервале хрупкости. Результаты расчетной оценки показателей стойкости трубных сталей повышенной прочности, Х70 и выше, представлены в табл. 2.1.3. Так как эти стали дополнительно микролегированы активными карбидообразующими элементами, в том числе и ниобием, то расчет проводился по двум показателям: HCS и UCS.

2.1. Склонность трубных сталей к образованию горячих трещин

105

Таблица 2.1.2 Стали с ферритно-перлитной структурой и пределом текучести до 450 МПа Стали категории

Стали категории

Стали категории

прочности К42–К52

прочности К54–К56

прочности до К60

с пределом текучести с пределом текучести с пределом текучести 245–325 МПа Марка стали

HCS

345–390 МПа Марка стали

HCS

415–450 МПа Марка стали

HCS

Отечественные стали 09Г2

1,8–2,1

10Г2С1

2,8–3,0

15ГФ

3,1

12ГС

3,1–4,0

10Г2С1Д

2,8–3,0

15ГФД

3,1

16ГС

3,6–4,7

17Г1С

3,6–3,9

10Г2Б

2,1–2,5

14Г2

2,5–3,1

14ХГС

3,1–3,3

15ГФ

3,1–3,9

17ГС

3,8–4,3

10ХСНД

4,4–6,1

15ГФД

3,1–3,9

09Г2С

2,3–2,7

15ХСНД

5,9–6,2

10Г2Б

2,1–2,5

10ХНДП

4,2–6,8

10ХСНД

4,4–6,1

15Г2СФ

2,5–3,3

14Г2АФ

2,5–3,3

12Г2Б

1,9–2,7

16Г2АФ

2,2–2,5

15Г2АФД

2,2–2,5

14Г2АФД

2,5–2,7

16Г2АФД

2,7–3,4

18Г2АФ

2,6–3,2

18Г2АФД

2,6–3,2

По ISO 3183 L245

4,1

L290

3,3–4,1

L320

3,1–3,6

L360, L390

3,1–3,6 L415 и L450 0,7–3,7

По API 5L Х42

3,3–3,8

Х46

3,1–3,6

Х52, Х56

3,1–3,6

Х60

1,6–3,7

Х65

1,5–3,5

106

Глава 2. Свариваемость трубных сталей и ее... характеристики

Таблица 2.1.3 Значения показателей стойкости к ГТ сталей с ферритно-перлитно-бейнитной, ферритно-бейнитной и бейнитно-мартенситной структурой и пределом текучести до 450 МПа Стали категории прочности Х70 с пределом текучести 485 МПа Марка стали 1

HSP USP 2

3

Стали категории прочности Х80 с пределом текучести 555 МПа Марка стали 4

HSP USP 5

Марка стали

HSP USP

6

7

8

9

5–8

L625M или X90M по ISO 3183

0,8

10

Х70 по 0,8– ОТТ 08. 1,2 00-60.30. 00-КТН013-1-04

20– 26

Х70 по 0,4– 0,5 СТТ 08. 00-60.30. 00-КТН035-1-05

10

Х80 по DNVOS-F101 «Подводные трубопроводные системы»

1,2

21

L690M или X100Mпо ISO 3183

0,8

10

Х70 по 0,5– 0,6 СТТ 08. 00-60.30. 00-КТН035-1-05

12

Х80, Япония, Mitsui& Co. Ltd.

0,3

10

L830M или X120Mпо ISO 3183

0,8

10

17

L555 или Х80 по ISO 3183

1,2

18

DNVOS-F101 «Подводные трубопроводные системы»

1,0

Х80 по 0,3– СТТ 08. 0,4 00-60.30. 00-КТН013-1-04

Стали категории прочности Х90 и выше с пределом текучести от 621 МПа

2.1. Склонность трубных сталей к образованию горячих трещин

107

Окончание табл. 2.1.3 1

2

3

4

5

6

Х70, Япония, Mitsui& Co. Ltd.

0,4

15

Х80 PSL 2 по API 5L

1,6

44

L485 или Х70 PSL1 по ISO 3183

3,0

60

L485 или Х70 PSL 2 по ISO 3183

1,2

19

Х70 PSL1 по API 5L

3,2

58

Х70 PSL 2 1,8 по API 5L

7

8

9

45

Малое содержание углерода и резкое снижение концентрации серы и фосфора обеспечивают у этой группы сталей низкую склонность к образованию ГТ. Полученные данные свидетельствуют о том, что по показателю HCS все рассмотренные стали характеризуются пониженной склонностью к образованию ГТ. Некоторое превышение критического показателя UCS наблюдается только для химических составов сталей категории прочности Х70 и Х80, регламентированных ISO 3183 и API 5L для Х80, что связано с широким диапазоном по содержанию углерода, заявленным в стандарте и значительно, в два-три раза, превышающим реальные концентрации. Для всех остальных составов расчетные показатели находятся значительно ниже предельных значений, что свидетельствует о пониженной склонности этих сталей к образованию ГТ.

108

Глава 2. Свариваемость трубных сталей и ее... характеристики

2.2. Склонность трубных сталей к образованию холодных трещин К холодным трещинам (ХТ) относят трещины, возникающие после охлаждения сварного соединения и имеющие блестящий кристаллический излом, без следов высокотемпературного окисления. В большинстве случаев для возникновения ХТ характерным является наличие: • инкубационного периода до образования очага трещины; • напряжений, значения которых составляют менее 0,9 от кратковременной прочности материалов после сварки. Это позволяет отнести ХТ к замедленному разрушению материала [46]. При образовании ХТ определяющими являются три фактора: наличие закалочных структур, повышенный уровень растягивающих сварочных напряжений первого рода и повышенная концентрация диффузионного водорода в зоне очага зарождения трещины [46]. Появлению ХТ способствуют: низкотемпературная ползучесть и диффузионное перераспределение водорода. Низкотемпературная ползучесть реализуется путем развития микропластической деформации в приграничных зонах зерен. Микропластическая деформация обусловлена наличием в структуре свежезакаленной стали незакрепленных, способных к скольжению краевых дислокаций при действии сравнительно невысоких напряжений. Особенно велика вероятность наличия таких дислокаций в мартенсите непосредственно после сварки. Воздействие водорода проявляется в снижении поверхностной энергии границ зерен, что способствует росту полостей и субмикротрещин. Склонность к образованию холодных трещин при сварке может выявляться с применением сварочных технологических проб, методов специализированных механических испытаний сварных образцов («машинные» методы) и расчетных методик. Применение первых двух экспериментальных методов регламентируется ГОСТ 26388, определяющим виды, размеры образцов и испытательных приспособлений, режимы сварки. Применение расчетных методов оценки склонности к возникновению ХТ основано на их взаимосвязи с закаливаемостью

2.2. Склонность трубных сталей к образованию холодных трещин

109

стали при сварке, которая возрастает с повышением степени легированности материала и насыщением металла шва и зоны термического влияния (ЗТВ) сварного соединения водородом.

2.2.1. Склонность трубных сталей к закаливаемости При оценке склонности сталей к образованию ХТ традиционно используемым металловедческим критерием их образования является наличие закалочных структур в металле ОШУ ЗТВ сварного соединения, вызывающих повышение твердости металла ОШУ ЗТВ выше допустимого уровня и снижение величины ударной вязкости ниже предельного значения, регламентированного нормативными документами. Так как закаливаемость стали при сварке возрастает с повышением степени ее легированности, то и склонность к образованию ХТ оценивается по значению эквивалента углерода. Ниже приведены наиболее известные зависимости, используемые в мировой практике для расчета эквивалента углерода (табл. 2.2.1.1). Следует иметь в виду, что каждая из таких зависимостей применима только для определенной группы сталей. В нормативных документах: • ОТТ 08.00-60.30.00-КТН-013-1-04 «Общие технические требования на нефтепроводные трубы большого диаметра»; • СТО Газпром 2-2.1-279-2008 «Магистральные газопроводы»; • Морской стандарт DNV-OS-F101 «Подводные трубопроводные системы»; • ISO 3183 «Отрасли промышленности по переработке нефти и природного газа – стальная труба для систем трубопроводного транспорта»; • API 5L «Спецификация на трубы для трубопроводов» – рекомендуются следующие уравнения для определения углеродного эквивалента: (2.1)

.

(2.2)

8

7

6

5

4

3

2

1

№

Формула

Для сталей с содержанием углерода свыше 0,18 % при скорости охлаждения менее 25 °С/с

џ• Сэкв ≤ 0,4 % (в стандарте Канады CSAZ до 0,41 %) – сталь не склонна к образованию ХТ; џ џ• Сэкв = 0,4 – 0,45 % (в некоторых документах максимальное значение колеблется от 0,43 до 0,47) – сталь склонна к образованию ХТ и сваривается с ограничениями;џ џ• Сэкв > 0,45 % – трудносвариваемая сталь

Для бесперлитных сталей

Для трубных сталей категории прочности Х70

Область применения

Таблица 2.2.1.1 Критические значения

Зависимости для определения углеродного эквивалента

110 Глава 2. Свариваемость трубных сталей и ее... характеристики

По АPI 5L Рсм ≤ 0,25 %. По Для сталей с соISO 3183-3 для Х70 Рсм ≤ 0,23% держанием углерода от 0,17 %

Область применения

10

Критические значения џ• Сэкв < 0,25 % – сталь не Метод Британсклонна к образованию ХТ и ской ассоциасваривается без подогрева;џ ции (BWRA) • Сэкв до 0,30 % – сталь склонна к образованию ХТ и сваривается с подогревом от 25 до 125 °С;џ • Сэкв до 0,35 % – сваривается с подогревом от 50 до 175 °С; џ • Сэкв до 0,40 % – сваривается с подогревом от 75 до 200 °С;џ • Сэкв до 0,45 % – сваривается с подогревом от 100 до 225 °С

Формула

9

№

Окончание табл. 2.2.1.1 2.2. Склонность трубных сталей к образованию холодных трещин 111

112

Глава 2. Свариваемость трубных сталей и ее... характеристики

Формула определения СЕ(Pcm) для низкоуглеродистых сталей называется формулой Ито – Бессио [53]. Формула определения СЕIIw в общем случае носит название формулы МИС (Международный институт сварки) [54]. При этом если в СТО Газпром 2-2.1-279-2008, ОТТ 08.-00.60.30 и DNV-OS-F101 рекомендуется применять как формулу для расчета СЕ(Pcm), так и СЕIIw (Cэкв), то в ISO 3183 и API 5L для труб, изготовленных из сталей с содержанием углерода не более 0,12 %, расчет проводится по формуле – СЕ(Pcm), а для труб, изготовленных из сталей с содержанием углерода свыше 0,12 %, расчет значения эквивалента углерода (Cэкв) проводится по формуле МИС – СЕIIw (Cэкв). Анализ представленных зависимостей показывает, что вклад легирующих элементов в углеродный эквивалент для различных групп сталей оценивается по-разному. В общем виде формулу для определения углеродного эквивалента можно представить как зависимость следующего вида: (2.3)

в которой вклад каждого легирующего элемента определяется соответствующим коэффициентом эквивалентности mi. С использованием указанных в табл. 2.2.1.1 формул по определению углеродного эквивалента был проведен анализ влияния легирующих элементов на значение Сэкв и Рсм для стали категории прочности Х80 следующего химического состава: C – 0,1 %; Si – 0,45 %; Mn – 1,85 %; Nb – 0,1 %; V – 0,1 % (рис. 2.2.1.1). Как видно на представленной диаграмме, основной вклад в значение углеродного эквивалента дают С и Mn. При этом все зависимости можно разделить на две группы: • влияние марганца превышает влияние углерода (с 1-й по 6-ю зависимости); • влияние марганца сопоставимо с влиянием углерода (7-я и 8-я зависимости).

2.2. Склонность трубных сталей к образованию холодных трещин

113

0,7 0,6

V Nb Mo Cu Ni Mn Si C

0,5 0,4 0,3 0,2 0,1 0

1

2

3

4

5

6

7

8

Pсм

Рис. 2.2.1.1. Влияние легирующих элементов на значение углеродного эквивалента для стали Х80, определенного по следующим формулам:

1. 2.



3. 4.



5. 6.



7. 8. 9.



114

Глава 2. Свариваемость трубных сталей и ее... характеристики

Для первой группы зависимостей характерны значения коэффициента, определяющего вклад марганца в углеродный эквивалент, в пределах от 5 до 6 единиц, что дает приблизительно одинаковый вклад в величину углеродного эквивалента 0,1 % С и 0,5–0,6 % Mn. Для второй группы формул увеличение содержания углерода в стали на 0,1 % приводит к такому же изменению механических свойств и склонности к закалке, что и увеличение содержания марганца на 1,6–2,0 %. Для определения границ применимости представленных выше зависимостей по определению углеродного эквивалента оценим вклад углерода и марганца в изменение механических свойств сталей. В табл. 2.2.1.2 представлены данные различных авторов по изменению предела прочности нормализованных низкоуглеродистых нелегированных и низколегированных сталей с разным содержанием углерода и марганца. Таблица 2.2.1.2 Механические свойства низкоуглеродистых низколегированных сталей [55] С 1 0,03 0,05 0,08 0,1 0,15 0,2 0,25 0,3 0,06 0,08 0,1 0,15 0,2 0,25 0,3

Химический состав, % Предел прочности, МПа Mn Si 2 3 4 Нелегированные стали 0,03 0,03 265 0,05 0,07 260 0,05 0,07 314 0,05 0,07 294 0,05 0,07 328 0,05 0,07 363 0,05 0,07 397 0,05 0,07 431 Стали с содержанием марганца до 0,5 % 0,4 0,03 255–370 0,4 0,25 275–350 0,4 0,25 270–370 0,5 0,25 330–410 0,5 0,25 340–470 0,5 0,25 451 0,5 0,25 490

2.2. Склонность трубных сталей к образованию холодных трещин

115

Окончание табл. 2.2.1.2 1

2 3 4 Стали с содержанием марганца около 1,4–1,8 % 0,03 1,2–1,6 0,13 364 0,10 1,4–1,8 0,17–0,37 420 0,12 1,4–1,8 0,17–0,37 440 0,14 1,2–1,6 0,17–0,37 460 0,2 0,9–1,65 0,1–0,5 450–630 0,30 1,4–1,8 0,17–0,37 590

Как видно из представленных данных, рост содержания как углерода, так и марганца в сталях приводит к увеличению их прочностных свойств. На рис. 2.2.1.2 показаны графики изменения прочностных свойств сталей в зависимости от содержания углерода. 650

Предел прочности, МПа

600 550 500 0,03–0,07% Mn 0,4–0,5% Mn 1,4–1,8% Mn

450 400 350 300

0,03 0,05 0,07 0,09 0,11 0,13 0,15 0,17 0,19 0,21 0,23 0,25 0,27 0,29

250

Содержание углерода, % Рис. 2.2.1.2. Влияние содержания С и Mn на изменение предела прочности трубных сталей

116

Глава 2. Свариваемость трубных сталей и ее... характеристики

Рост содержания углерода вызывает практически линейное увеличение предела прочности, что в расчетных формулах углеродного эквивалента отражается значением коэффициента эквивалентности, равного 1. При этом прирост прочностных свойств маломарганцовистой стали (0,03–0,07 % Mn, см. рис. 2.2.1.2), отнесенный на каждые 0,01 % углерода, характеризуется близкими значениями, изменяющимися от 6 до 6,2 МПа. Оценка вклада марганца в изменение предела прочности проводилась по графикам на рис. 2.2.1.2 путем сопоставления данных для марганцовистых сталей по сравнению с нелегированными сталями с тем же содержанием углерода и представлена в табл. 2.2.1.3. Таблица 2.2.1.3 Увеличение предела прочности сталей с разным содержанием углерода при легировании марганцем Содержание углерода, %

Увеличение предела прочности при содержании Mn, МПа 0,4–0,5 %

1,4–1,8 %

0,05

30

120

0,1

30

125

0,15

40

135

0,2

45

150

Анализ полученных данных показывает, что стали с концентрацией углерода до 0,1 % при одинаковом содержании марганца характеризуются практически постоянной величиной прироста предела прочности по отношению к безмарганцовистым сталям: 30 МПа – для сталей с содержанием Mn 0,4–0,5 %; 120–125 МПа – для сталей с 1,4–1,8 % Mn. Увеличение содержания углерода свыше 0,1 % и до 0,2 % вызывает устойчивое повышение прироста прочностных свойств: до 40–45 МПа – для сталей с 0,4–0,5 % Mn; до 150 МПа – для 1,4–1,8 % Mn. Это говорит об усилении вклада марганца в уровень прочностных свойств низкоуглеродистых сталей по сравнению с аналогичными по содержанию марганца малоуглеродистыми сталями.

2.2. Склонность трубных сталей к образованию холодных трещин

117

Такое влияние системы легирования С-Мn на изменение механических свойств сталей нашло отражение в расчетах углеродного эквивалента. Для сталей с содержанием углерода менее 0,1 % увеличение содержания марганца слабее отражается на росте углеродного эквивалента и характеризуется значениями коэффициента (mMn), учитывающего вклад марганца, в интервале от 16 до 20 единиц. Для сталей с содержанием углерода свыше 0,10 % роль марганца в изменении как механических свойств, так и значения эквивалента углерода усиливается, что отражается в снижении значений mMn до 4–6 единиц. Для решения вопроса об обоснованности применения конкретных зависимостей по расчету углеродного эквивалента для малоуглеродистых высокопрочных трубных сталей проведем оценку значений коэффициента mMn по анализу взаимосвязи между изменением величины углеродного эквивалента и ростом прочностных свойств стали за счет увеличения концентрации марганца. Так как эквивалент углерода отражает взаимосвязь между изменением механических свойств стали и ее химическим составом, то прирост предела прочности стали, вызванный изменением содержания какого-либо легирующего элемента, должен найти соответствующее отражение в изменении эквивалента углерода. Так, увеличение прочности стали вследствие роста содержания углерода определяется следующей зависимостью: С = С/mC = C/1 DsС ~ Сэкв

(2.4)

и, как было показано выше для нелегированной стали, отвечает следующему отношению: 6 МПа ~ 0,01 % С.

(2.5)

Увеличение концентрации марганца в стали также должно описываться аналогичной закономерностью: Mn = Mn / mMn. ΔσDsMn ~ Сэк в

(2.6)

При этом так как влияние всех легирующих элементов сопоставляется с влиянием углерода, то должно выполняться следующее соотношение: (2.7)

118

Глава 2. Свариваемость трубных сталей и ее... характеристики

Отсюда может быть выражен коэффициент, учитывающий эквивалентность внесенной концентрации марганца количеству углерода, равному 0,01 %. С использованием данных в табл. 2.2.1.2 и 2.2.1.3 был проведен расчет значения коэффициента mMn (табл. 2.2.1.4). Таблица 2.2.1.4 Значение коэффициента mMn для сталей с разным содержанием марганца и углерода Содержание углерода, %

Значение коэффициента mMn для сталей с содержанием Mn 0,4–0,5 %

1,4–1,8 %

0,05

8–10

7–9

0,1

8–10

7–9

0,15

6,0–7,5

6–8

0,2

5,3–6,7

6–7

Полученные значения показывают, что для сталей с содержанием углерода до 0,1 % величина коэффициента mMn должна быть в диапазоне от 7 до 10 единиц, а для более углеродистых сталей его значение может снижаться до 5–6 единиц. Таким образом, для расчета углеродного эквивалента высокопрочных трубных сталей с содержанием углерода до 0,1 % целесообразно пользоваться зависимостями с более высокими значениями mMn. При использовании зависимостей для определения Сэкв может применяться выражение 8 из табл. 2.2.1.1, предложенное для бесперлитных сталей, с корректировкой значения коэффициента mMn: (2.8)

Так же может проводиться расчет углеродного эквивалента через показатель Рсм, в котором коэффициент эквивалентности для марганца равен 20, что с учетом практически двухкратного снижения критического значения углеродного эквивалента близко к величинам, полученным выше. Эквивалент углерода является важной характеристикой, определяющей влияние химического состава металла на его реакцию

2.2. Склонность трубных сталей к образованию холодных трещин

119

на термический цикл сварки. В зависимости от Сэкв меняются требования к режимам сварки, при которых обеспечиваются рациональные значения скоростей охлаждения. Вместе с тем установленные [51] критические значения Сэкв, определяющие свариваемость стали, в большей степени применимы к традиционным трубным сталям с содержанием углерода свыше 0,1 %. Применительно к малоуглеродистым микролегированным высокопрочным сталям ранее установленные критические значения Сэкв не позволяют достоверно оценить их реакцию на термический цикл сварки (например, с позиции образования ХТ). В табл. 2.2.1.5 представлены максимально допустимые значения углеродного эквивалента для трубных сталей различной категории прочности по данным разных стандартов. Таблица 2.2.1.5 Требования к эквиваленту углерода основного металла труб по данным разных стандартов СТО Газпром 2-2.1-279-2008 «Магистральные газопроводы» Класс труб

прочности К42

К48

К50

0,41

0,41

0,41

СЕРcm, %, не более 0,21

0,21

0,21

СЕIIw , %, не более

К52

К54

К56

К60

К65

0,43 0,43 0,43

0,43

0,45

0,21 0,21 0,23

0,23

0,23

Морской стандарт DNV-OS-F101 «Подводные трубопроводные системы» Предел текучести, МПа

245

290

360

450

485

555

СЕIIw , не более

0,36

0,34

0,37 0,38 0,39

415

0,41

0,44

СЕРcm, %, не более

0,19

0,19

0,20 0,21 0,22

0,23

0,25

L625М или Х90М

L830М или Х120М

L555М или Х80М

L485М или Х70М

L360М или Х52М

СЕIIw , %, не более 0,43

0,43

0,43 0,43

0,43 0,43

–

–

СЕРcm, %, не более 0,25

0,25

0,25 0,25

0,25 0,25

0,25

0,25

Маркировка

L245M или ВМ

L290М или Х42М

L415М или Х60М

ISO 3183 «Стальная труба для систем трубопроводного транспорта»

120

Глава 2. Свариваемость трубных сталей и ее... характеристики

Окончание табл. 2.2.1.5 Группы прочности Х42

Х46

Х52

Х56

Х60 Х65

Х70

Х80

СЕIIw , %, не более 0,43

0,43

0,43 0,43

0,43 0,43

0,43

СЕРcm, %, не более 0,25

0,25

0,25 0,25

0,25 0,25

0,25

По согл.

API 5L «Спецификация на трубы для трубопроводов»

Как видно из представленных данных, критические значения углеродного эквивалента несколько отличаются. Отсутствие единого подхода к определению величины критического значения углеродного эквивалента затрудняет оценку склонности стали к образованию ХТ и разработку технологий сварки, гарантированно обеспечивающих их отсутствие в сварном соединении. Следует также иметь в виду, что высокопрочные стали разных производителей, входящие в один класс или категорию прочности, при примерно одинаковом содержании углерода характеризуются значительным диапазоном величины Сэкв за счет введения дополнительных легирующих элементов. В связи с этим важной задачей является разработка методики определения критического (допустимого) значения углеродного эквивалента для малоуглеродистых высокопрочных сталей с учетом особенностей их легирования. В работах отечественных и зарубежных исследователей [38, 56, 57, 58] были предприняты попытки связать выбор выражения для расчета значений углеродного эквивалента с условиями охлаждения при сварке. Например, в работе [38] отмечается, что хорошо известную формулу МИС (табл. 2.2.1.1), выражение 1 рекомендуется применять для сталей с содержанием углерода выше 0,18 % или при длительном охлаждении в процессе сварки в интервале температур диффузионного распада аустенита (время охлаждения в интервале температур 800–500 °С (t8–5) не менее 12 с), т.е. при скорости охлаждения w8–5 не более 25 °С/с. Формулу из работы [59] (см. табл. 2.2.1.1, выражение 10) целесообразно применять для сталей с содержанием углерода ниже 0,12 % или при длительности охлаждения t8–5 менее 6 с, то есть w8–5 не менее 50 °С/с. В работе [56] предложена универсальная диаграмма для приближенного определения структуры околошовной зоны при сварке углеродистых и низколегированных сталей (без учета влияния

2.2. Склонность трубных сталей к образованию холодных трещин

121

микролегирующих добавок) в зависимости от химического состава и скорости охлаждения w8–5 (рис. 2.2.1.3). Сэ

0,8

М

0,6

Пр

0,4 Ф+П 0,2

20

40

60

80

Wохл, °С/с

Рис. 2.2.1.3. Структурная диаграмма для околошовной зоны углеродистых и низколегированных сталей

Исследованы стали с содержанием углерода в пределах 0,18– 0,45 %. При этом для учета влияния химического состава сталей на величину углеродного эквивалента использовалась формула МИС (см. табл. 2.2.1.1, выражение 1). В работе [60] предложено уравнение для определения эквивалента углерода, учитывающее длительность охлаждения металла при сварке Сэ(t):

(2.9)

где t8/5 – температурный интервал от 800 до 500 °С; а = 0,39 и b = 0,31 – коэффициенты при содержании С = 0,11 %. Принципиальное отличие общепринятой методики расчета эквивалента углерода от Сэ(t) состоит в том, что в первом случае значение Сэ всегда превышает содержание углерода в стали,

122

Глава 2. Свариваемость трубных сталей и ее... характеристики

а во втором равенстве Сэ(t) = С может быть получено лишь при полностью мартенситной структуре, во всех остальных случаях Сэ(t) < С. По существу, значение Сэ(t) характеризует убывающую с увеличением t8/5 суммарную способность углерода и легирующих элементов упрочнять ЗТВ. Количество углерода, приводящее к получению мартенситной структуры, принято за точку отсчета. С увеличением длительности охлаждения влияние концентрации углерода на закаливаемость проявляется слабее, и даже присутствие легирующих элементов, повышающих ее, не может обеспечить полной закалки. Это отражается на твердости ЗТВ, которую можно определить по формуле: (2.10)

где HVM – твердость мартенсита; С – содержание углерода в стали, %. Из выражения следует, что твердость ЗТВ уменьшается с уменьшением Сэ(t) и, следовательно, изменяется структура металла. При неполной закалке возможно получение следующих структур: мартенсит + бейнит, мартенсит + бейнит + перлит, мартенсит + бейнит + перлит + феррит. С появлением более пластичных структурных составляющих по сравнению с мартенситом уменьшается опасность образования холодных трещин. Между Сэ(t) и содержанием углерода в стали существует линейная зависимость: (2.11)

Для обеспечения свариваемости стали Сэ, с учетом длительности охлаждения, не должен превышать Сэ(t), определенного по формуле. Предлагаемая характеристика не может считаться абсолютно точной по многим причинам (одна из них – игнорирование содержания водорода), но способна в первом приближении дать представление о свариваемости той или иной стали. Следует отметить, что предложенная в работе [60] характеристика свариваемости Сэ(t), а также соотношение Сэ(t)/С, определяющее, по мнению автора работы [59], структурный состав в ЗТВ, очевидно, применимы только для исследованной им группы сталей с содержанием углерода от 0,12 до 0,33 %. На малоуглеро-

2.2. Склонность трубных сталей к образованию холодных трещин

123

дистые высокопрочные микролегированные стали с содержанием углерода 0,03–0,06 % утверждение о формировании полигональной структуры при Сэ(t) = С, очевидно, не распространяется. В работах [51, 52] приведены выражения, описывающие условия формирования в структуре ОШУ ЗТВ 5 и 90 % мартенсита в зависимости от Сэкв свариваемой стали: (2.12) где Сэкв определяется по формуле МИС. В работе [61] приводятся графические и расчетные зависимости для определения допустимых скоростей охлаждения при сварке в зависимости от углеродного эквивалента для сталей марок 16Г2АФ и 12ГН2МФАЮ. Показано, что значения допустимой минимальной скорости охлаждения, гарантирующей в ОШУ сварного соединения требуемую ударную вязкость (≥ 30 Дж/см2 при –70 °С), описываются уравнениями: (2.13) для 16Г2АФ и 12ГН2МФАЮ соответственно. Для случая отсутствия ХТ зависимости w Д8–5 от Сэкв описываются уравнениями: (16Г2АФ) и

(2.14)

(12ГН2МФАЮ). В работе [62] также указывается на значительную связь между скоростью охлаждения, при которой гарантируется ударная вязкость в ОШУ на уровне требований к основному металлу (KCV–40 ≥ 40 Дж/см2), и показателем Рcm. Для сталей типа 14Х2ГНР это соотношение имеет вид: (2.15) Таким образом, изложенное выше свидетельствует о том, что независимо от вида используемой формулы для расчета углерод-

124

Глава 2. Свариваемость трубных сталей и ее... характеристики

ного эквивалента выбор его критического значения должен проводиться только с учетом взаимосвязи этого показателя с режимами сварочного процесса, обеспечивающими требуемый комплекс механических характеристик и отсутствие ХТ. Для определения критического значения углеродного эквивалента при оценке свариваемости высокопрочных сталей необходимо провести анализ его взаимосвязи с показателями, характеризующими требования к свойствам сварных соединений, и оценить условия их обеспечения при используемых процессах сварки. В качестве таких показателей могут быть использованы: • максимально допустимая доля мартенсита в структуре ОШУ ЗТВ (не более 50 %); • предельно допустимое значение твердости ОШУ ЗТВ (не более 350 HV); • минимально допустимая ударная вязкость ОШУ ЗТВ (не менее 40 Дж/см2 при температуре –40 °С). Следует отметить, что расчет значения углеродного эквивалента по любой из представленных в табл. 2.2.1.1 формул не позволяет оценить в количественном виде реакцию стали на термический цикл сварки. Только сопоставление углеродного эквивалента, определенного по какой-либо из представленных зависимостей, с параметрами термического цикла (например, скоростями охлаждения w8–5), обеспеченными режимами принятых процессов сварки, при которых достигается предельное значение выбранных показателей, механических свойств или структурного состава, позволяет оценить реакцию выбранной группы сталей на термический цикл сварки. Для предварительного анализа в качестве показателя склонности сталей к образованию ХТ были выбраны скорости охлаждения в интервале температур диффузионного превращения аустенита, обеспечивающие получение при дуговой сварке в структуре ОШУ ЗТВ сварного соединения не более 50 % мартенсита (w50%М) и допустимые нормативными документами твердости – 275 HV, 300 HV, 350 HV. По литературным данным были определены критические величины скоростей охлаждения для сталей близкого химического состава, относящихся к категории прочности К60–К65, при которых в металле ЗТВ сварных соединений достигаются указанные значения твердости и 50 % содержания мартенсита (табл. 2.2.1.6).

0,14 0,47 1,33 1,69 0,21

0,2

Ni

Cr

V

0,15 0,34 1,32 0,08 0,08

(2)

* (1)

0,1

0,1

0,1 0,026 0,38 0,021

0,11

0,08 0,053 0,013

10Г2ФБЮ 0,11 0,26 1,73 0,025 0,03 0,046

15Г2АФ

09Г2СБФ 0,09 0,75 1,42 0,08

0,025

Ti

0,08 0,014 0,053

0,04

Nb

05Г2БТФ 0,057 0,16 1,74 0,14 0,034 0,032 0,005

05Г2БТФ 0,06

05Г2БТФ 0,05 0,37 1,75

1,3

14Г1С

0,5

0,1

Mn

10ГТ

Si

0,09 0,33 1,28

C

Химический состав, %

10Г2Б

Cталь

35

40

26

30

30

30

70

100

45

40

50

60

40

80

120

55

70

80

120

130

70

200

300

45

70

55

90

80

100

65

100

(2)

0,31 0,44

0,31 0,41

0,30 0,43

0,25 0,39

0,24 0,38

0,25 0,38

0,29 0,36

0,25 0,32

0,23 0,31

275 HV 300 HV 350 HV 50 % М (1)

УглеродКритическое значение скорости ный эквиохлаждения w8–5, °С/с валент, %

Критические значения скорости охлаждения ОШУ ЗТВ сварного соединения

Таблица 2.2.1.6 2.2. Склонность трубных сталей к образованию холодных трещин 125

126

Глава 2. Свариваемость трубных сталей и ее... характеристики

По представленным значениям были построены зависимости, представленные на рис. 2.2.1.4.

Углеродный эквивалент, %

0,44

0,42

0,40

0,38

0,36

0,34

0,44

0,42

0,40

0,38

0,36

0,34

Углеродный эквивалент, %

50% M

0,44

0,42

120 100 80 60 40 20 0 0,40

Скорость охлаждения, °C/c

0,32 0,32

350 300 250 200 150 100 50 0

0,38

120 100 80 60 40 20 0

350HV

0,36

50% M

Углеродный эквивалент, %

0,34

Углеродный эквивалент, %

275HV

120 100 80 60 40 20 0

0,32

350 300 250 200 150 100 50 0

0,23 0,24 0,25 0,26 0,27 0,28 0,29 0,30 0,31 0,32

350HV

Скорость охлаждения, °C/c

0,23 0,24 0,25 0,26 0,27 0,28 0,29 0,30 0,31 0,32 Углеродный эквивалент, %

По формуле 2

Скорость охлаждения, °C/c

275HV

120 100 80 60 40 20 0

0,23 0,24 0,25 0,26 0,27 0,28 0,29 0,30 0,31 0,32

Скорость охлаждения, °C/c

Скорость охлаждения, °C/c

Скорость охлаждения, °C/c

По формуле 1

Углеродный эквивалент, %

Рис. 2.2.1.4. Изменение скорости охлаждения w8–5, обеспечивающей получение твердости 275 HV, 350 HV и 50 % мартенсита в зависимости от углеродного эквивалента, рассчитанного по зависимостям 1 и 2 в табл. 2.2.1.1

2.2. Склонность трубных сталей к образованию холодных трещин

127

Используя полученные графики, можно оценить предельные значения углеродного эквивалента, которые могут быть рекомендованы для высокопрочных трубных сталей, исходя из скоростей охлаждения, обеспечиваемых в ОШУ ЗТВ кольцевых стыков трубопроводов, выполняемых методами ручной дуговой сварки на режимах, регламентированных нормативными документами ОАО «Газпром». Так как максимальная скорость охлаждения для таких швов, характерная для ЗТВ облицовочного прохода, составляет 60–80 °С/с, а предельный уровень твердости не должен превышать 350 HV, то согласно графикам на рис. 2.2.1.4 углеродный эквивалент, определенный по предложенной формуле (формула 1), составляет 0,28 %, а по формуле МИС (формула 2) составляет 0,39 %. Повышение температуры предварительного или сопутствующего подогрева способствует снижению скоростей охлаждения металла ОШУ ЗТВ сварных соединений, что позволяет расширить диапазон допустимых значений углеродного эквивалента. Так, сварка на режимах, обеспечивающих скорость охлаждения не более 50 °С/с, может осуществляться на высокопрочных трубных сталях с эквивалентом углерода до 0,31 и 0,44 % соответственно. Таким образом, если в процессе сварки заданные требования по скорости охлаждения могут быть выполнены, то диапазон критических значений Сэкв может быть расширен и следует ожидать формирования сварного соединения с заданными свойствами и отсутствием ХТ. На основе предложенного подхода была разработана методика определения критического значения эквивалента углерода, заключающаяся в следующем. На основе анализа литературных данных необходимо определить критические скорости охлаждения w8–5, при которых в металле ЗТВ сварных соединений рассматриваемой группы сталей достигается предельно допустимое значение выбранного показателя склонности стали к образованию ХТ. По одной из приведенных выше формул, выбираемой в зависимости от химического состава рассматриваемой группы сталей, необходимо рассчитать значения эквивалентного углерода для каждой стали.

128

Глава 2. Свариваемость трубных сталей и ее... характеристики

С использованием полученных значений эквивалентного углерода для каждой стали из рассматриваемой группы и соответствующих им критических значений скорости охлаждения, определенных ранее, строят зависимости: скорость охлаждения – эквивалент углерода. Наносят на полученную диаграмму значение скорости охлаждения (w8–5) металла, соответствующее используемому способу и режимам сварки. По графику определяют критическое значение эквивалентного углерода, гарантирующее требуемые свойства, структуру и отсутствие ХТ в ЗТВ сварного соединения для сталей рассматриваемой группы. В сталях с пониженным содержанием углерода значимым фактором образования холодных трещин является диффузионный водород в наплавленном металле и его концентрация в околошовной зоне (возможность появления «водородной» хрупкости свежезакаленной структуры). Параметрическое уравнение Ито – Бессио, разработанное на основе результатов испытания пробы «Тэккен» (рис. 2.2.1.5) [51], позволяет в определенной степени учитывать этот фактор.

Pw

(2.16)

Pсм

(2.17)

где: Нгл – количество диффузионного водорода в металле шва, установленное глицериновым методом, мл/100 г (соотношение с ртутным методом МИС Нгл = 0,64 Нмис – 0,93); К – коэффициент интенсивности жесткости, Н/(мм • мм) К = Ко*d;

(2.18)

Ко – постоянная, имеющая значения в пределах 200–1000 Н/мм2 в зависимости от жесткости конструкции, для пробы «Тэккен»; d – толщина стали, мм. Критерий Pw применим для низколегированных сталей с пределом текучести 500…...700 МПа, погонной энергией сварки

2.2. Склонность трубных сталей к образованию холодных трещин

129

q/V =1,5...…2,0 кДж/мм. Если Pw ≥ 0,286 %, то сварные соединения потенциально склонны к образованию ХТ. В табл. 2.2.1.7 приведены результаты оценки склонности к образованию ХТ сталей различной категории прочности. Расчет параметра Pw производился для конструкции с наибольшим значением постоянной Ко, равным 1000 Н/мм2, для толщины стенки 20 мм. Химический состав рассмотренных сталей, регламентируемый нормативными документами, представлен в таблицах главы 1. Таблица 2.2.1.7

Рw

0,209

0,270

0,367

0,428

0,300 15ГФД 0,209

0,270

0,254

0,315

0,360

0,421

0,256

0,317

0,221

0,281

0,315

0,376

0,247

0,308

0,213

0,274

0,209

0,270

0,303

0,364

0,295

0,356

0,291 15ГФД 0,202

0,262

0,288

0,348

0,295

0,356

09Г2С 0,237 0,297 15ХСНД 0,198

0,259

0,221

0,281

0,247

0,308

09Г2

0,231 0,291

10Г2С1

0,257 0,318

Рсм

Рw

0,247

0,307

0,254

0,315

Предел текучести σsσ0,2 415–490 МПа Рсм

Рсм

Рw

Предел текучести sσ0,2 σ345–390 МПа

Марка стали

Предел текучести sσ0,2 265–320 МПа

Марка стали

Марка стали

Значения показателя Pw для сталей различной категории прочности

12ГС 0,182 0,242 10Г2С1Д 0,239 0,272 0,332 16ГС 0,213 0,274

17Г1С

0,298 0,359 14Г2

0,221 0,281

14ХГС

0,307 0,368

17ГС 0,238 0,299 10ХСНД 0,230 0,325 0,386 0,267 0,327 L245

0,382 0,443

L290

0,382 0,443

L320

0,392 0,453

L360, L390

0,313

0,374

0,392

0,453

15ГФ

10Г2Б 15ГФ

10Г2Б

130

Глава 2. Свариваемость трубных сталей и ее... характеристики



Рис. 2.2.1.5. Сварочная технологическая проба «Тэккен»

Таблица 2.2.1.8 Значения показателя Pw для малоуглеродистых микролегированных трубных сталей Х80–Х120 Категория Нормативный докуНорма- Категория прочмент, регламентирую- прочности Х80 тивный ности Х90–Х120 щий химический состав документ Рw Рw Рсм Рсм 5 6 1 2 3 4 Россия СТТ 08.0060.30.00-КТН-013-1-04

0,179

0,240

0,187

0,248

API 5L PSL 2

0,145

0,206

2.2. Склонность трубных сталей к образованию холодных трещин

131

Окончание табл. 2.2.1.8 1

2

3

DNV-OS-F101 «Подводные трубопроводные системы»

0,254

0,316

Япония,ТУ

0,169

0,230

ISO 3183 PSL 2

0,230

0,292

API 5L PSL 2

0,312

0,373

4

5

6



Анализ данных табл. 2.2.1.7 и 2.2.1.8 показывает, что наибольшая склонность к образованию ХТ проявляется у традиционных низколегированных трубных сталей с содержанием углерода более 0,1 %. В частности, значения показателя трещинообразования (Pw) у всех рассмотренных сталей при концентрации легирующих элементов по верхнему пределу превышают критическое. Для малоуглеродистых микролегированных трубных сталей показатель Pw остается ниже критического, при Pсм – ниже 0,22. Полученные расчетные данные хорошо коррелируют с результатами компьютерной и экспериментальной оценки склонности стали К65 (Pсм 0,17–0,25%) к образованию ХТ при ручной автоматической дуговой сварке, выполненной в работе [63]. Компьютерная имитация процесса сварки при повышенных уровнях концентрации диффузионного водорода в наплавленном металле показала, что образование ХТ в результате «водородной» хрупкости возможно при концентрации, в 1,5–2,0 раза превышающей максимально возможную для электродов ОК 74.86 (после хранения и сварки при высокой относительной влажности воздуха). Вероятность образования ХТ проявлялась при Pсм более 0,22 %. Экспериментальная оценка склонности стали К65 (Pсм ≤ 0,22 %) к образованию ХТ выполнялась путем сварки технологических проб переменной жесткости (рис. 2.2.1.6) на погонной энергии 1,6 кДж/мм, без подогрева, при исходной концентрации водорода в наплавленном металле 2,6, 3,4, 4,0 см3/100 г, при относительной влажности воздуха 60–70 % и температуре окружающей среды 22–24 °С. При этом была реализована повышенная жест-

132

Глава 2. Свариваемость трубных сталей и ее... характеристики

кость закрепления свариваемых элементов. Время выдержки после сварки составляло 20 часов. При всех вариантах испытаний ХТ в сварных соединениях отсутствовали.

Рис. 2.2.1.6. Сварочная технологическая проба переменной жесткости на образование холодных трещин по ГОСТ 26388

Глава 3 Структурно-фазовые превращения при сварке трубных сталей разной категории прочности

Тепловое воздействие сварочного процесса вызывает, как правило, неблагоприятные изменения в структуре зоны термического влияния (ЗТВ) сварного соединения. Формируемая в этой части основного металла гетерогенная структура значительно отличается по своим механическим свойствам и эксплуатационным параметрам от структуры и свойств исходного металла труб. На рис. 3.1 приведены фотографии микроструктуры участков ЗТВ сварных соединений стали 09Г2С с различными максимальными температурами нагрева. При этом следует учитывать, что наибольшее изменение структуры и свойств металла испытывает высокотемпературный участок ЗТВ – околошовный участок (ОШУ), характеризующийся температурами нагрева в интервале 1300–1400 °С. В отличие от сварного шва, свойства металла которого можно частично регулировать за счет изменения его химического состава, структурой и свойствами ЗТВ можно управлять только путем воздействия на процессы фазовых и структурных превращений, протекающих в металле при его нагреве и охлаждении. В основе фазовых и структурных превращений в ЗТВ сварного соединения лежат процессы распада аустенита, образовавшегося при сварочном нагреве. Скорость охлаждения металла в интервале температур 800–500 °С (w8–5) оказывает основное влияние на протекание этих процессов при охлаждении. Регулируя w8–5, можно реализовать процесс распада аустенита в той или иной температурной области и за счет этого получить различный фазовый состав и дисперсность структуры. Чем выше скорость охлаждения, тем больше в структуре металла ОШУ ЗТВ высокодисперсной феррито-карбидной смеси. Вместе с тем с ростом скорости

134

Глава 3. Структурно-фазовые превращения при сварке...

охлаждения увеличивается вероятность образования закалочных структур.

а)

б)

в)

г)

д)

е)

Рис. 3.1. Микроструктура участков ЗТВ стали 09Г2С с максимальной температурой нагрева: а) 1350 °С; б) 1250 °С; в) 1150 °С; г) 950 °С; д) 850 °С; е – 750 °С (х200)

Распад аустенита, как любой кристаллизационный процесс, состоит из двух стадий: образования зародышей новой фазы и их роста. Зародыши новой фазы появляются в местах, где работа

Глава 3. Структурно-фазовые превращения при сварке...

135

их образования минимальна. Такими местами являются границы зерен и поверхности, образуемые различными включениями. Процесс распада аустенита обуславливается двумя закономерностями: • меньшей термодинамической устойчивостью аустенита по сравнению с ферритом при температурах ниже критических (А3 и А1), что связано с более высоким уровнем его свободной энергии; • способностью диффузионного перемещения атомов углерода, выделения их из решетки железа и образования карбидов. Скорость процесса превращения переохлажденного аустенита (v) определяется разницей в уровнях свободной энергии (∆F) a- и γ g-фаз и возрастает по мере снижения температуры металла и увеличения степени переохлаждения (рис. 3.2). T, °C vД

A1 v 200

DF v1, vД, DF

Рис. 3.2. Схема изменения свободной энергии, скорости диффузии и скорости превращения переохлажденного аустенита в зависимости от температуры

При этом существуют два значения температур, при которых скорость превращения аустенита будет равна нулю: температура, соответствующая критической точке А1, и температура, примерно равная 200 °С. Полное торможение процесса превращения аустенита при этих температурах объясняется тем, что при температуре А1 равна нулю разность свободных энергий аустенита и феррита и нет движущей силы процесса, а при температуре около 200 °С близка к нулю подвижность атомов углерода и превращение осуществляется по сдвиговому механизму, вызывающему деформацию кристаллической решетки a-Fe.

136

Глава 3. Структурно-фазовые превращения при сварке...

Скорость диффузии углерода (v Д) с понижением температуры металла будет снижаться, и при достижении примерно 200 °С процесс диффузии углерода практически полностью останавливается. Сочетание этих двух процессов приводит к выделению из аустенита различных фаз, каждой из которых соответствует определенный температурный интервал. В доэвтектоидных трубных сталях процесс распада аустенита начинается при высоких температурах (ниже температуры А3) с выделения избыточного феррита в форме сетки по границам аустенитных зерен (рис. 3.3).

Рис. 3.3. Микроструктура доэвтектоидной стали: грубопластинчатый перлит с ферритной сеткой по границам зерен х500

С понижением температуры происходит выделение феррита по кристаллическим плоскостям зерен в форме пластин. Выделение избыточного феррита происходит в интервале температур Аr3–Аr1 по реакции γg-Fe Ö a-Fe. Ниже температуры А1 распад аустенита протекает с образованием феррито-карбидной смеси по реакции gγ-Fe-С Ö a-Fe + Fe3C. Рост перлитных колоний также начинается с границ зерен аустенита. Размер устойчивого, способного к росту зародыша новой фазы зависит от степени переохлаждения аустенита. Чем ниже температура превращения, тем меньше критический размер зародышей и тем их больше. Вслед за образованием зародыша феррита или карбида происходит его рост за счет диффузии углерода. Если образуется зародыш карбида (например, Fe3C), то для его роста необходимо пос-

Глава 3. Структурно-фазовые превращения при сварке...

137

тупление углерода. Если образуется зародыш феррита, то углерод должен оттесняться из близлежащих к нему областей исходного аустенитного зерна. На форму образовавшихся при распаде аустенита фаз также будет оказывать влияние самодиффузия атомов основного компонента стали – железа, происходящая при температурах выше 450 °С. При этом с понижением температуры распада аустенита относительно А1 форма образовавшихся фаз меняется от глобулярной (сферической) до пластинчатой, а их дисперсность возрастает. В условиях сварки кинетика распада аустенита во многом определяется двумя противоположными тенденциями. С одной стороны, высокая температура нагрева металла (особенно околошовной зоны) способствует росту зерна и повышению устойчивости аустенита к распаду. С другой стороны, быстрый нагрев и незначительное время пребывания выше температуры Ас3 способствует низкой степени гомогенизации аустенита и уменьшает его устойчивость к распаду. Поэтому кинетика превращения аустенита в неравновесных условиях охлаждения при сварке оценивается рядом дополнительных параметров. Степень устойчивости переохлажденного аустенита определяется по длительности охлаждения от А3 до температуры начала превращения. Наиболее информативными в этом отношении являются температуры начала ферритного (ТФн), перлитного (ТПн), бейнитного (ТБн) и мартенситного (ТМн) превращений, а также наименьшие возможные температуры их образования (ТФ, ТП, ТБ) и соответствующие им длительности охлаждения (tФ, tП, tБ). В условиях непрерывного охлаждения при сварке также важно оценивать некоторые «характеристические» скорости охлаждения, которые соответствуют началу появления избыточного феррита (wФ), перлита (wП), бейнита (wБ), мартенсита (w1) и образованию 100 % мартенсита (w2 – критическая скорость закалки) без учета остаточного аустенита. Критические скорости w1 и w2 ограничивают область частичной закалки [67]. Кинетика превращения аустенита при непрерывном охлаждении оценивается по температурному интервалу, в котором происходит то или иное превращение, его интенсивности и количеству аустенита, превратившегося в данном температурном интервале.

138

Глава 3. Структурно-фазовые превращения при сварке...

Значительная роль в исследовании кинетики фазовых превращений отводится экспериментальным методам, основанным на построении и анализе анизотермических и структурных диаграмм применительно к сварочным условиям изменения температур [68, 69, 70]. Диаграммы анизотермического превращения аустенита строят в координатах «температура – время» (время в логарифмической шкале). На диаграмму наносят кривые ветвей охлаждения термических циклов. За ноль времени принимают температуру Ас3. На каждую ветвь охлаждения наносят точки, соответствующие температурам начала и конца превращения аустенита в той или иной температурной области. Эти данные получают из анализа дилатометрических кривых (рис. 3.4а) и соответствующих им термических циклов (рис. 3.4б). Соединяют между собой все точки начала и конца превращения в каждой области распада. Совокупность таких областей дает анизотермическую диаграмму распада аустенита. Такие диаграммы также могут быть построены в координатах «температура – скорость охлаждения» – диаграмма АРА (рис. 3.5) [71]. Т, °С 1400 1200

Ох

1000 800 600

Tmax = 1320°

ла

жд

ие

880°С

Ac3 680°С

750°С Н аг

ре

400

WН = 200 °С/сек

ен

t' = 4

W0 = 13 °С/сек

560°С 440°С

в

200°С

200 0

t'' = 7

140 120 100

80 60

40

Деформация, Мк а)

20

t'Н= 5

10

20

30

40

90

Время t, сек б)

Рис. 3.4. Дилатометрическая кривая (а) и термический цикл сварки (б)

140

Глава 3. Структурно-фазовые превращения при сварке...



Т, °С 800 Ф 600

139

Ac1 = 735°C Ac3 = 785°C Tmax = 1325°C

П

A Б

400

Mн M

200

w615 60

30

8

HV 660 610 0

0

101

4 °С/c

425 235 102

103

104

Время охлаждения от AC3, с а) Т, °С 800

Ac3 = 785°C Ac1 = 735°C

Ф П

Tmax = 1325°C

600

A Б

400

Mн M

200

0

1

2 4 6 10 2 4 6 102 Время охлаждения от 800 до 500 °С t8/5, с

200 100 60 30 8 4 2 Скорость охлаждения при 600–500 °С w6/5, °С/с б) Рис. 3.5. Анизотермическая диаграмма распада аустенита в координатах «температура – время» (а) и «температура – скорость охлаждения» (б) (диаграмма АРА)

140

Глава 3. Структурно-фазовые превращения при сварке...

100 80

60 50

160

40

120

30

Б+М Ф П 4 6 0,1 2 4 6 1 2 4 6 10 2 4 6 100 2 4 6 Скорость охлаждения W0, °С/с а) y

y m HV10

d

80

20 HV10

40

10

0

0

sВ m

d

m

0

П

HV, кг/мм2

20

Исходное состояние

40

Ф

Исходное состояние

60

d и y, %

sВ, кг/мм2

Структурные составляющие, %

Конечные результаты превращений при различных скоростях охлаждения (конечное структурное состояние) обобщаются в структурных диаграммах. Структурную диаграмму строят в координатах «структурный состав – скорость охлаждения в интервале температур диффузионного превращения аустенита» (рис. 3.6).

400 4 300 5 200 6

sВ

100 7

0,1 2 4 6 1 2 4 6 10 2 4 6 100 2 4 6 Скорость охлаждения W0, °С/с б) Рис. 3.6. Изменение количества структурных составляющих (а) и механических свойств (б) в околошовной зоне стали 10Г2Б, подвергнутой нагреву до Тmax = 1350 °С, в зависимости от скорости охлаждения [70]

3.1. Кинетика распада аустенита низколегированных сталей

141

Данные для построения структурных диаграмм можно получить по результатам металлографических исследований дилатометрических образцов, использованных для построения соответствующих анизотермических диаграмм. Анизотермические и структурные диаграммы могут быть построены для различных участков ЗТВ. Такие диаграммы, дополненные данными о прочностных и пластических характеристиках, позволяют прогнозировать рациональную структуру и свойства сварных соединений и осуществлять выбор обеспечивающих их значений параметров сварочного процесса.

3.1. Кинетика распада аустенита низколегированных сталей Основное влияние на распад аустенита при сварке низколегированных трубных сталей оказывают химический состав, исходное структурное состояние металла и условия сварочного нагрева и охлаждения. В сталях, не содержащих энергичных карбидообразующих элементов, к которым относятся традиционные трубные стали 09Г2С, 17ГС, 14Г2 и другие, на процесс устойчивости аустенита к распаду наибольшее влияние имеет степень его легированности. Увеличение легированности аустенита для этой группы сталей при прочих равных условиях всегда будет способствовать повышению его устойчивости к распаду. Так, повышение содержания марганца до 2 % снижает температуру начала ферритного превращения ТФн примерно на 150 °С, а мартенситного ТМн – на 100 °С. Хром при увеличении его содержания от 0,5 до 4,0 %, снижает ТФн на 70 °С. Молибден в количестве до 1,6 % уменьшает значение ТФн примерно на 100 °С, а ТМн – на 30 °С. Легирование стали хромом и марганцем способствует увеличению в структуре высокодисперсной феррито-карбидной смеси (перлита, бейнита), появлению мартенсита и остаточного аустенита (рис. 3.1.1). Наличие в составе стали хрома и молибдена замедляет перлитное превращение вследствие более низкой скорости диффу-

142

Глава 3. Структурно-фазовые превращения при сварке...

зии этих элементов по сравнению с углеродом. Хром и молибден в стали способствуют распаду аустенита в ОШУ ЗТВ с образованием бейнитной и мартенситной структур и подавлению образования феррито-перлитной структуры. M, Аост, % 5

П, % M

4

8

П

6

3 Аост

2

2

1

0,5

4

1,5

2,5

3,5 Mn, Cr, %

Рис. 3.1.1. Влияние содержания марганца и хрома на количество перлита, мартенсита и остаточного аустенита в структуре [68]

На рис. 3.1.2 и 3.1.3 приведены анизотермические и структурные диаграммы ОШУ ЗТВ двух кремне-марганцевых сталей, химический состав которых отличается только по содержанию углерода, что позволяет проследить за его влиянием на кинетику распада аустенита при сварке. В обеих сталях содержится 0,4 % Si и 1,5 % Mn, а концентрация углерода составляет 0,11 и 0,21 %. Анализ представленных диаграмм показывает: с увеличением в стали углерода существенно повышается устойчивость аустенита к распаду, что выражается в снижении температурных интервалов превращений, уменьшении областей диффузионного распада аустенита и расширении интервалов формирования

3.1. Кинетика распада аустенита низколегированных сталей

143

Температура, ° С

промежуточных и закалочных структур. Так, в рассматриваемом случае при содержании углерода в количестве 0,21 % ферритоперлитное превращение завершается при W8–5, близкой к 8 °С/с; перлитное – при W8–5 порядка 10 °С/c (рис. 3.1.3а). В стали с содержанием C 0,11 % распад аустенита в ферритной и перлитной областях продолжается при скоростях охлаждения вплоть до 300 °С/с. При сопоставимой скорости охлаждения, например 35 °С/с (рис. 3.1.2), структурно-фазовый состав первой стали характеризуется наличием 10 % бейнита и 90 % мартенсита, а второй – феррито-перлитной структурой с содержанием ферритной фазы около 20 %. Соответственно, изменяются и прочностные характеристики рассматриваемого участка ЗТВ (рис. 3.1.3, 3.1.4). 900 800 700 600 500 400 300 200 100 0

10–1 2

4 6 100

2

4

6 8 101 2

4

6 8 102 2

4 6 8 103

Время охлаждения, с Рис. 3.1.2. Анизотермическая диаграмма ОШУ ЗТВ двух кремне-марганцевых сталей с концентрацией углерода 0,11 и 0,21 %

144

Глава 3. Структурно-фазовые превращения при сварке... HV

Структурная составляющая, %

100 90

HV

Ф

80

400

70

П

60

300

50

Б

40

200

30

M

20

100

10 0 1

10 102 Скорость охлаждения, °C/c а)

Структурная составляющая, %

100

103

HV

Ф

90 400

80

П

70

HV 300

60 50

200

40 30 Б

20

100 M

10 0

103 102 Скорость охлаждения, °C/c б) Рис. 3.1.3. Структурные диаграммы ОШУ ЗТВ двух кремне-марганцевых сталей с концентрацией: а) 0,21 % С; б) 0,11 % С. 10

Ударная вязкость ОШ3, KCV, МДж/м2

3.1. Кинетика распада аустенита низколегированных сталей

145

C = 0,1% C = 0,14% C = 0,18% C = 0,22%

Вид сварки Электрошлаковая Эл.дуговая под флюс Ручная дуговая 10

10

–1

10

0

Скорость охлаждения W0

800 , 700

В среде CO2 102

1

°C/c

KCV, % 100 80 60 40 20

0,5

0,1

0,15

0,2

0,25

0,3

С, %

W8–5 = 300 °C/c Рис. 3.1.4. Влияние углерода на ударную вязкость металла ОШУ ЗТВ стали 1,5 Mn и 0,4 % Si

146

Глава 3. Структурно-фазовые превращения при сварке...

% структурных составляющих

На рис. 3.1.5 составлены структурные диаграммы ОШУ ЗТВ сварных соединений сталей 16ГС и 16ГМЮЧ, 09Г2С и 09ХГ2НАБЧ. 100 90 80 70 60 50 40 30 20 10 0

Ф

П+Б

М

1

3 15 25 100 Скорость охлаждения w8–5, °C/c

% структурных составляющих

а) 09Г2С(_) и 09ХГ2НАБЧ (--) 100 90 80 70 60 50 40 30 20 10 0

Ф

П+Б

М

1

3 15 25 100 Скорость охлаждения w8–5, °C/c б) 16ГМЮЧ (__)16ГС (--)

Рис. 3.1.5. Структурные диаграммы ОШУ ЗТВ сварных соединений трубных сталей (а – 09Г2С (___) и 09ХГ2НАБЧ (----); б – 16ГМЮЧ (__)16ГС (---)) с Тmax = 1350 °С

Из приведенных данных видно, что наблюдается существенное повышение устойчивости аустенита к превращению в ОШУ сталей 16ГМЮЧ и 09ХГ2НАБЧ по сравнению со сталями 16ГС

3.1. Кинетика распада аустенита низколегированных сталей

147

и 09Г2С. Это выражается в смещении области диффузионного превращения к меньшим скоростям охлаждения (например, wф = 11 °C/c для стали 16ГМЮЧ и wф = 55 °C/c для стали 16ГС), что приводит к уменьшению количества ферритных выделений в структуре. Так, при скорости 3 °С/с разница в количестве избыточного феррита в структуре ОШУ сталей 09ХГ2НАБЧ и 09Г2С и сталей 16ГМЮЧ и 16ГС составляет около 35 %. Повышенная устойчивость аустенита у сталей 16ГМЮЧ и 09ХГ2НАБЧ по сравнению со сталями 16ГС и 09Г2С приводит также к смещению к меньшим скоростям охлаждения интервала скоростей частичной закалки и образованию большего количества мартенсита в структуре ОШУ при одинаковых скоростях охлаждения. Например, при скорости охлаждения 15 °С/с в ОШУ ЗТВ стали 09Г2С мартенсита нет, а в ОШУ ЗТВ стали 09ХГ2НАБЧ его содержится около 20 %. На рис. 3.1.6 приведены диаграммы анизотермического превращения аустенита ОШУ ЗТВ при АДС сталей 10Г2ФР и 10Х2ГНМ. T, °C Ф

700 П

600

Б

500 400

0,5

М

300 W8–5, °C/c 200

45 101

25

11

4 102

103

Рис. 3.1.6. Анизотермическая диаграмма распада аустенита сталей 10Г2ФР (_____) и 10Х2ГНМ (-------) при Тmax = 1350 °С: а) Wн ≈ 10 °С/с; б) Wн ≈ 150 °С/с

Анализ диаграмм позволяет оценить влияние химического состава стали на устойчивость аустенита в условиях воздействия сопоставимых термических циклов сварки. В частности, как видно

148

Глава 3. Структурно-фазовые превращения при сварке...

из рис. 3.1.6, сталь 10Х2ГНМ характеризуется большей по сравнению со сталью 10Г2ФР устойчивостью аустенита в областях как диффузионного, так и промежуточного превращений. Повышенное содержание феррита и перлита в структуре стали 10Г2ФР по сравнению со структурой стали 10Х2ГНМ объясняется наличием в составе последней хрома и молибдена, которые замедляют перлитное превращение вследствие более низкой скорости диффузии карбидообразующих элементов по сравнению с углеродом. Карбидообразующие элементы хром и молибден способствуют распаду аустенита ОШУ стали 10Х2ГНМ с образованием бейнитной и мартенситной структур и подавлению образования феррито-перлитной структуры. Трубные стали, легированные такими энергичными карбидообразующими элементами, как V, Nb и Ti, обладают меньшей склонностью к росту зерна, но большей неоднородностью аустенита (вследствие неполного растворения карбидов и незавершенности процессов гомогенизации). Устойчивость аустенита к распаду в таких сталях определяется в первую очередь степенью его гомогенности. При этом чем менее гомогенен аустенит, тем меньше его устойчивость. Это выражается в увеличении количества продуктов диффузионного и промежуточного превращений, а также в смещении температурных областей этих превращений в район более высоких скоростей охлаждения. При этом чем менее склонна сталь к росту зерна, тем шире диапазон скоростей охлаждения, в котором проявляется снижение устойчивости аустенита к распаду. Исходное структурное состояние стали также существенным образом влияет на кинетику распада аустенита в условиях непрерывного охлаждения при сварке. Аустенит, образовавшийся из наиболее неравновесных структур, больше времени пребывает в области высоких температур, что отражается на размере его зерна и завершенности процесса гомогенизации. Отмеченные особенности в состоянии аустенита значительно предопределяют степень его устойчивости к распаду при охлаждении. Он переохлаждается до более низких температур, область превращений сдвигается в сторону большей длительности и меньшей скорости охлаждения. На рис. 3.1.7 сопоставлены анизотермические (рис. 3.1.7а) и структурные (рис. 3.1.7б) диаграммы 09Г2С, с различной исходной структурой: феррито-перлитной (Ф-П) и бейнито-мартенситной (Б-М).

3.1. Кинетика распада аустенита низколегированных сталей



149

T, °C 800 А 700 Ф П

600 Б

500 400 300

W8–5, HV10,

25,0 10,0 3,0 2320 2000 1640 2880 2510 2100

MПа

101

а)

0,5 1400 1750

102

103

90 80 70 60

Ф

50 40

П+Б

30 20 10 100

б)

101

102

Рис. 3.1.7. Анизотермическая (а) и структурная (б) диаграмма ЗТВ с Тmax = 1350 °С стали 09Г2С: ______ Ф-П, ------- Б-М – исходное структурное состояние [72]

150

Глава 3. Структурно-фазовые превращения при сварке...







а)





0,5 °С/с

4,0 °С/с

10,0 °С/с

45,0 °С/с

б) Рис. 3.1.8. Микроструктура ОШУ ЗТВ стали 09Г2C в зависимости от скорости охлаждения (w8–5) при разном исходном структурном состоянии: а) Ф-Пз; б) преимущественно Б-М. *250. [72]

Анализ диаграмм подтверждает, что увеличение дисперсности исходной структуры стали способствует повышению устойчивости аустенита к распаду. Например, в рассматриваемом случае разница в температурах начала ферритного превращения стали с Ф-П и Б-М структурой составляет около 35 °С, а длительность охлаждения до появления перлита – 70 и 100 с соответственно. Эти особенности распада аустенита стали отражаются на формировании структуры ОШУ. Как видно из структурных диаграмм (рис. 3.1.7), чем более неравновесна исходная структура стали и выше устойчивость аустенита к распаду; тем меньше, при прочих равных условиях, содержание в структуре полигонального феррита. Например, в рассматриваемом случае при w8–5 = 10 °С/с

3.1. Кинетика распада аустенита низколегированных сталей

151

в OШУ ЗТВ стали с исходной Ф-П структурой присутствует около 25 % феррита, а в ОШУ стали с исходной Б-М структурой выделение структурно-свободного феррита предотвращается (см. рис. 3.1.7б, 3.1.8б). Следует отметить, что влияние исходного структурного состояния в большей степени проявляется при незначительной длительности пребывания металла выше температуры Ас3. С увеличением времени нахождения металла в области высоких температур создаются условия для более интенсивного роста зерна аустенита и более полного протекания процессов гомогенизации, т.е. создаются условия для снижения степени неоднородности аустенита перед распадом, обусловленной исходным структурным состоянием стали. На рис. 3.1.9 и 3.1.10 сопоставлены анизотермические и структурные диаграммы участков ЗТВ с максимальными температурами нагрева 1350 и 880 °С сталей 10Г2ФР и 09Г2С соответственно. Из сравнения диаграмм видно, что в каждом из представленных случаев для аустенита высокотемпературного участка характерна большая устойчивость. Соответствующие кривые на диаграмме смещаются при переходе от низкотемпературного к высокотемпературному участку 3ТВ в область больших длительностей и пониженных температур. В частности, аустенит ОШУ стали 10Г2ФР начинает распадаться в ферритной, перлитной, бейнитной областях при температурах 765, 640, 600 °С соответственно. На участке неполной перекристаллизации – при более высоких температурах: 825, 730, 626 °С соответственно. Изменяются и значения характеристических скоростей охлаждения, соответствующих началу появления в структуре избыточного феррита – wФ и перлита – wП. Для высокотемпературного участка wФ = 15 °С/с, wП = 25 °С/с, а в низкотемпературном участке феррит и перлит обнаруживаются во всем диапазоне изменения исследованных скоростей охлаждения. Отмеченное влияние изменения температуры аустенизации на кинетику фазовых превращений связано с увеличением размера зерна и с повышением степени гомогенизации аустенита при переходе от низкотемпературного к высокотемпературному участку ЗТВ.

Глава 3. Структурно-фазовые превращения при сварке... Температура, ° С

152 900 Ас3 800 Ас1 700 600

Tmax-1350°C Tmax-870°C Ф А

Ф П

П Б

500 400 300 М 200

М

100 161 100 87 62.5 55

0 0,2 0,4 0,6 0,8 1

2

4

6 8 10

2

25 23 15 8.9

4

6 8 10

2

45

34 22

2

4 6 8 103

2

4

6 8 104

Время, с а)

Ф

П+Б

М 101

102

б) Рис. 3.1.9. Анизотермическая (а) и структурная (б) диаграммы участков ЗТВ с Tmax = 1350 °C (___) и Tmax = 850 °C (---). Сталь 10Г2ФР

3.1. Кинетика распада аустенита низколегированных сталей

153

800 Ф 700 П 600

Б

500 400 М 300 200 137 66,6 30,3 11,8 6,5 2,0 1,0 W8–7, °С/с

200

101 Время, с а)

100

102

103

Структурные составляющие, %

100 90

Ф

80 70 60 50 40

П+Б

30 20

Б

10 100

101

102

б) Рис. 3.1.10. Анизотермическая (а) и структурная (б) диаграммы участков ЗТВ с Tmax = 1350 °C (___) и Tmax = 880 °C (---). Сталь 09Г2С

154

Глава 3. Структурно-фазовые превращения при сварке...

Снижение температуры аустенизации способствует увеличению объема диффузионного превращения аустенита. Это выражается в повышенном содержании феррита и перлита в структуре низкотемпературного участка по сравнению с высокотемпературным при совпадающей интенсивности нагрева и охлаждения. При этом твердость структуры ОШУ превышает твердость структуры участка неполной перекристаллизации, который характеризуется более низкими прочностными свойствами. При сварке термически упрочненного проката может наблюдаться разупрочнение металла этого участка ЗТВ (рис. 3.1.11) [46]. HV, МПа (Ac3)a

3000 2800 2600

1¢ (Ac3)u

2

(Ac1)a (Ac1)u

2¢

2400 1

2200 2000 1800 1600

0

4

8

1400 1200 1000

12

16 800

20

t, мм 600 T, °С

Рис. 3.1.11. Изменение твердости в ЗТВ сварных соединений термоупрочненной стали 10Г2ФР, выполненных: 1 – по общепрнятой технологии ЭШС; 2 – с регулированием термического цикла

В определенной степени на устойчивость аустенита к распаду будет влиять длительность его нахождения в области высоких температур (особенно выше температуры интенсивного роста зерна аустенита). Это при прочих равных условиях определяется скоростью нагрева металла при сварке. При этом чем ниже скорость нагрева, тем выше устойчивость аустенита к распаду. Например, применительно к стали 10Г2ФР повышение устойчивости аус-

3.1. Кинетика распада аустенита низколегированных сталей

155

тенита ОШУ ЗТВ при нагреве со скоростью около 10 °С/с по сравнению с условиями быстрого нагрева (wн = 150 °С/с) проявляется в понижении наименьших возможных температур появления феррита (на 20 °С), перлита (на 30 °С), бейнита и мартенсита (на 25 °С), увеличении длительностей охлаждения до появления соответствующих структурных составляющих, примерно в 1,5 раза, и одновременно в значительном снижении характеристических скоростей охлаждения. Абсолютные значения их составляют: wФ = 15,0 °С/с против 30 °С/с; wП = 25,0 °С/с против 40 °С/с; wБ = 25,0 °С/с против 50 °С/с (табл. 3.1.1). Таблица 3.1.1 Характеристические параметры диаграмм анизотермического превращения аустенита в ОШУ ЗТВ стали 10Г2ФР при ЭШС и АДС Значения скорости нагрева металла при сварке wн, °С/с

Наименьшие возможные температуры появления, °С Ф

П

Б

Длительность охлаждения до появления, с

М

Ф

П

10

650 570 440 440

5

150

Б

Скорость охлаждения при которой появляется, °С/с Ф

П

Б

М

5,6 3,3

15

25

25

100

650 600 465 465 3,1 3,6 2,2

30

40

50

100

Анализ структурных диаграмм ОШУ ЗТВ стали 10Г2ФР (рис. 3.1.12) показывает, что при совпадающей интенсивности охлаждения металла ОШУ 3TB для неодинаковой интенсивности нагрева характерна различная степень структурной неоднородности. По мере снижения wн и увеличения времени пребывания металла в области высоких температур, в структуре ОШУ снижается содержание избыточного феррита, увеличивается количество продуктов промежуточного и бездиффузионного превращений. Например, при изменении в процессе сварки стали 10Г2ФР w8–5 с 2 до 10 °С/с (wн = 10 °С/с) количество феррита в структуре ОШУ уменьшается с 25 до 3–5 %, и, соответственно, с 75 до 95 % увеличивается сумма перлитной, бейнитной составляющих. Твердость структуры возрастает с 1870 до 2600 МПа.

Глава 3. Структурно-фазовые превращения при сварке... Структурные составляющие, %

156

100 Ф 80 60 П+Б 40 М 20

1

2 3 4 5 6 8 10

2 3 4 5 6 8 102

Скорость охлаждения, °С/с Рис. 3.1.12. Структурная диаграмма участков ЗТВ с Tmax = 1350 °C: (___) – wн = 10 °С/с; (---) – wн = 150 °С/с. Сталь 10Г2ФР

Аналогичному изменению w8–5 ОШУ при wн = 150 °С/с соответствует уменьшение феррита с 60 до 15 %. При этом твердость структуры повышается на 20 % и составляет 2200 МПа. Отмеченные особенности в кинетике фазовых превращений аустенита объясняются изменением его состояния перед распадом. Снижение wн приводит к уменьшению удельной поверхности границ зерен аустенита, повышению степени его гомогенизации по углероду и легирующим элементам. Степень проявления этих различий в кинетике фазовых превращений аустенита будет возрастать с увеличением содержания карбидообразующих элементов в стали. Среди параметров термического цикла сварки скорость охлаждения является одним из самых значимых, она ответственна за формирование не только фазового состава структуры ЗТВ, но и ее морфологии. Анализ структурных диаграмм, представленных в данном разделе, показывает, что при небольших скоростях превращение аустенита во всех рассматриваемых сталях начинается диффузионным путем с выделений избыточного феррита преимущественно по границам аустенитных зерен и образования перлита.

3.1. Кинетика распада аустенита низколегированных сталей

157

Увеличение w8–5 способствует уменьшению количества феррита в структуре (вплоть до предотвращения его выделения) вследствие ограничения времени диффузии, снижения линейной скорости роста [70]. С увеличением w8–5 повышается вероятность превращения аустенита по бездиффузионному механизму, увеличивается содержание продуктов промежуточного превращения в структуре. Появляется возможность в широких пределах регулировать не только фазовый состав, но и морфологию структуры ЗТВ. Влияние скорости охлаждения на морфологию структуры рассмотрено на примере сталей 16ГMЮЧ и 17ГС. Как видно из рис. 3.1.13, основной структурной составляющей ОШУ ЗТВ стали 16ГМЮЧ в диапазоне реально воспроизводимых при сварке скоростей охлаждения является бейнит. Изучение влияния параметров ТЦС на морфологию бейнита стали 16ГМЮЧ (табл. 3.1.2) показало, что дисперсность бейнита определяется двумя факторами: размером зерна аустенита и особенностями его превращения при различных w8–5. В частности, при dу = 260 мкм средний размер пакетов бейнита составляет 106 ± 4,9 мкм, а в бывшем аустенитном зерне содержится 6–7 таких пакетов. При dу = 120 мкм в зерне аустенита содержится не более 3–4 пакетов бейнита средним размером 60,6 ± 1,7 мкм [46]. Таблица 3.1.2 Характеристика элементов структуры ОШУ стали 16ГМЮЧ Параметры Кол-во Условный термичесСредний пакетов Расразмер кого цикла размер бейнита Ширина стояние диамет№ сварки пакета в быв- ферритной между ра зерна Tmax, w8–5, аустени- бейнита, шем аус- рейки, мкм карбидамкм тенитном ми, мкм °С °С/с та, мкм зерне 1

1350

0,5

280

101 ± 3,6

7

3,4 ± 0,2 3,8 ± 0,2

2

1350

3

120

60 ± 1,7

3-4

1,8 ± 0,2 3,4 ± 0,2

3

1350

12

120

63,3 ± 2,5

3-4

0,95 ± 0,17 2,0 ± 0,1

158

Глава 3. Структурно-фазовые превращения при сварке...

Особенно большое влияние повышение w8–5 оказывает на внутрипакетную фрагментацию структуры, заключающуюся в уменьшении размеров бейнитных реек феррита, изменении распределения карбидной фазы в ферритной матрице. Так, при увеличении w8–5 с 3 до 12 °С/с, при прочих равных условиях, почти в два раза (с 1,8 ± 0,2 мкм до 0,95 ± 0,1 мкм) уменьшается ширина ферритной рейки и в 1,7 раза (с 3,4 ± 0,3 мкм до 2,0 ± 0,1 мкм) сокращается расстояние между карбидами. Изменяется и характер распределения карбидов в ферритной матрице – от преимущественного выделения карбидов по границам реек феррита (w8–5 = 0,5 °С/с) к выделению карбидов как по границам, так и в теле бейнитных реек феррита. Последнее свидетельствует о появлении в структуре ОШУ нижнего бейнита, который согласно литературным данным [73, 74, 75] является более благоприятной структурой с точки зрения обеспечения ряда механических характеристик, в том числе и сопротивления хрупкому разрушению. Температура, °С 800 700 Ф

600

0,54

Б

500 400

М

300 1,6

200

0

13

135 68 43

100 2

3 4 5 6 7 8 910

2

3 4 5 6 7 9 102

Время, с а)

6,5

2,2

2 3 4

3.1. Кинетика распада аустенита низколегированных сталей

159

100

Доля структурных составляющих, %

90

Ф

80 70 60 50

Б

40 30

М

20 10 0

2

3

4 5 6 7 8 10

2

3

4 5 6 7 8 102

Скорость охлаждения в интервале 600–500 °С, °С/сек б)

1

2

3

Рис. 3.1.13. Анизотермическая (а) и структурная (б) диаграммы и микроструктура ОШУ ЗТВ стали 16ГМЮЧ при различных скоростях охлаждения х500: 1 – w8–5 = 0,5 °С/с; 2 – w8–5 = 3 °С/с; 3 – w8–5 = 12 °С/с (Tmax = 1350 °C (---) – wн = 150 °С/с)

На рис. 3.1.14 показана феррито-перлитная структура ОШУ ЗТВ стали 17ГС. В зависимости от условий охлаждения она характеризуется различными значениями межпластиночного расстояния в перлитной составляющей (рис. 3.1.14б, 3.1.14в). Таким образом, за счет изменения стадии охлаждения термического цикла сварки можно в широких пределах регулировать фазовый состав и морфологию структуры ЗТВ, а следовательно, и свойства сварных соединений.

160

Глава 3. Структурно-фазовые превращения при сварке...

а)

х

10 000

б)

х

10 000

х 10 000 в) Рис. 3.1.14. Микроструктура стали 17ГС: а) перлитная полоса; б) перлитная структура с межпластиночным расстоянием 0,125 мкм; в) перлитная структура с межпластиночным расстоянием 0,20 мкм

3.2. Структурно-фазовые превращения при сварке... прочности К38–К56 161

3.2. Структурно-фазовые превращения при сварке трубных сталей категории прочности К38–К56

HV, МПа (KCV –20, Дж/см2) 3000 (1,0)

100 80

2500 (0,8) Ф

В

2000 (0,6) П+Б

KCV

60

–20

1500 (0,4)

HV

20

1000 (0,2) М 500 (0)

40

0,1

1 10 Скорость охлаждения, °C/c

0 100

Рис. 3.2.1. Структурная диаграмма ОШУ ЗТВ: кривые изменения ударной вязкости (KCV –20), твердости (HV) и доли вязкой составляющей в изломе (В)

Структурный состав, % Доля вязкой составляющей в изломе, %

К трубным сталям категории прочности К38–К56 относятся низкоуглеродистые и низколегированные стали с феррито-перлитной структурой. Содержание ферритной фазы составляет от 50 до 60 %. Для строительства трубопроводов испытывались стали в горячекатаном и нормализованном состояниях, позже – в термически упрочненном и контролируемой прокатки. На рис. 3.2.1–3.2.14 представлены термокинетические и структурные диаграммы наиболее распространенных трубных сталей указанных классов прочности. Также приведены данные об изменении механических свойств металла ОШУ ЗТВ. Свойства этих сталей в значительной степени зависят от структурно-фазового состава, используя который можно определить рациональные скорости охлаждения, которые необходимо обеспечивать при сварке. В настоящее время некоторые из них во многом не соответствуют требованиям потребителя, но трубопроводы из этих сталей продолжают эксплуатироваться. В связи с этим оценка закономерностей структурно-фазовых превращений при их сварке представляет интерес для разработки ремонтных технологий трубопроводов.

162

Глава 3. Структурно-фазовые превращения при сварке...

Анализ структурной диаграммы ОШУ ЗТВ стали 20 (рис. 3.2.1) и фотографий микроструктур (рис. 3.2.2) показывает, что в результате распада аустенита формируется структура, состоящая из выделений структурно свободного феррита и феррито-карбидной смеси. При скорости охлаждения металла (w8–5) до 3–4 °С/с содержание ферритной фазы превышает 35 %. Наблюдаются крупные выделения феррита по границам и ввиде игл от границ внутрь аустенитных зерен (рис. 3.2.2а).

a)

б)

г)

в)

д)

Рис. 3.2.2. Микроструктура ОШУ ЗТВ стали 20 (х300): а) w8–5 = 2 °С/c; б) w8–5 = 10 °С/c; в) w8–5 = 20 °С/c; г) w8–5 = 30 °С/c; д) w8–5 = 50 °С/c

Такая структура не обеспечивает требуемых значений ударной вязкости металла ОШУ ЗТВ. С повышением скорости охлаждения содержание феррита в структуре уменьшается, а количество феррито-карбидной смеси увеличивается. Наблюдается повышение значений ударной вязкости и доли вязкой составляющей в изломе. Так, при скорости охлаждения около 10 °С/с (рис. 3.2.2б) содержание феррита

3.2. Структурно-фазовые превращения при сварке... прочности К38–К56 163

уменьшается до 20 %, повышается дисперсность его выделений, 80 % структуры представлено феррито-карбидной смесью с увеличением доли бейнитной составляющей в ней. При этом значения ударной вязкости повышаются примерно до 30 Дж/см2, однако доля вязкой составляющей в изломе не превышает 25 %. Минимально допустимое значение доли вязкой составляющей в изломе (50 %) обеспечивается при скорости охлаждения примерно 30 °С/с, когда в структуре ОШУ ЗТВ содержание ферритной фазы составляет не более 10 %. Структура металла этого участка преимущественно бейнитная (рис. 3.2.2г). Дальнейшее увеличение скорости охлаждения и связанные с ним последующее снижение ферритной фазы в структуре, повышение дисперсности феррито-карбидной смеси и незначительное (до 10 %) содержание мартенситной фазы (рис. 3.2.2д) способствуют повышению сопротивлению металла хрупкому разрушению. В частности, при скорости охлаждения порядка 50 °С/с значения KCV –20 возрастают до 85 Дж/см2, при этом доля вязкой составляющей в изломе повышается до 90 %. Таким образом, при выполнении сварочно-монтажных или ремонтных работ на трубопроводах, изготовленных из сталей категории прочности К42 (на примере стали 20), высокие значения ударной вязкости и доли вязкой составляющей в изломе могут быть обеспечены при скорости охлаждения металла ОШУ ЗТВ в диапазоне от 30 до 50 °С/с. При этом значение твердости в рассматриваемом участке ЗТВ составляет 150–175 HV и находится на уровне твердости основного металла. Дальнейшее повышение скорости охлаждения нецелесообразно по причине увеличения мартенситной фазы в структуре и повышения твердости. Анализ структурной диаграммы стали 17ГС (рис. 3.2.3) показывает, что отмеченные ранее для стали 20 закономерности распада аустенита сохраняются. Как видно из представленных данных (рис. 3.2.3 и 3.2.4), структура ОШУ ЗТВ в зависимости от скорости охлаждения изменяется от феррито-перлитно-бейнитной до бейнито-мартенситной (рис. 3.2.4). При скорости охлаждения 3 °С/с феррит составляет около 30–35 % структуры (рис. 3.2.3). Он выделяется в виде сетки по границам бывшего аустенитного зерна и в виде

164

Глава 3. Структурно-фазовые превращения при сварке...

игл, направленных от границ внутрь аустенитных зерен. Твердость металла составляет 160–170 HV. С повышением скорости охлаждения до 8 °С/с зона распада аустенита смещается в бейнитную область. Структура ОШУ при этой скорости охлаждения преимущественно бейнитная, содержание феррита не превышает 3–5 %, в структуре появляется до 8–10 % мартенсита. Значения твердости в ОШУ ЗТВ повышаются до 200–210 HV. При скорости охлаждения порядка 60 °С/с содержание мартенсита в структуре повышается до 50–55 %. При w8–5 = 100 °С/с в структуре ОШУ ЗТВ выделяется до 70–75 % мартенситной фазы. При w8–5 = 150 °C/c – до 80 % мартенситной фазы. Анализ кривой изменения твердости ОШУ ЗТВ, нанесенной на структурную диаграмму, показывает, что при 50 % содержании мартенсита твердость металла ОШУ ЗТВ составляет 325 HV. Изменение ударной вязкости ОШУ ЗТВ сварного соединения при температуре испытаний –40 °С, представленное на рис. 3.2.3, показывает, что наиболее высокие значения ударной вязкости характерны для металла ОШУ ЗТВ с бейнито-мартенситной структурой, в которой содержание мартенситной фазы не превышает 30–35 %. Такая структура формируется в диапазоне скоростей охлаждения от 10 до 30 °С/с. При этом значения KCV –40 составляют 52–58 Дж/см2. Увеличение в структуре ОШУ ЗТВ мартенситной фазы до 55–58 % за счет повышения w8–5 до 60 °С/с способствует уменьшению значений ударной вязкости. В работе [76] проанализированы особенности распада аустенита в ОШУ ЗТВ при сварке трубных сталей марок 17Г1С, 17Г2СФ и 16ГФР. Таблица 3.2.1 Содержание химических элементов в сталях 17ГС, 17Г2СФ,16ГФР Содержание химических элементов, %

Марка стали

C

Mn

Si

S

P

V

B

17Г1С

0,14

1,33

0,47

0,21

0,21

–

–

17Г2СФ

0,19

1,43

0,46

0,020

0,019

0,05

–

16ГФР

0,16

1,40

0,36

0,020

0,024

0,08

0,0025

3.2. Структурно-фазовые превращения при сварке... прочности К38–К56 165 HV 500

100

400 350

KCV

300

90

Б

Ф

80 70

–40

60

П

250

50 HV

200

40

М

150

30

100

20

50

10

0 1

10 100 Скорость охлаждения, °C/c

Структурный состав, % KCV –40, Дж/см2

450

0 1000

Рис. 3.2.3. Структурная диаграмма ОШУ ЗТВ сварных соединений стали 17ГС с кривыми изменения твердости (HV) и ударной вязкости KCV –40



Скорость охлаждения w8–5 3 °С/с

Скорость охлаждения w8–5 8 °С/с

Скорость охлаждения w8–5 60 °С/с

Рис. 3.2.4. Фотографии микроструктуры металла ОШУ ЗТВ сварных соединений из стали 17ГС, полученные при разных скоростях охлаждения (х200)

Глава 3. Структурно-фазовые превращения при сварке...

Темпе- СкоМарка ратура рость стали нагре- нагрева ва 17Г1С

t+t

166

C

Si

Mn

S

P

V

Cэкв

1300– 150– 6,5– 0,14 0,47 1,33 0,021 0,021 0,01 0,36 0,23 1320° 250° 200 с Термически упрочненная сталь (T3 920°, Tохл. 640°) НЛМЗ пл. 05561

900

Ac3 870 °C

Температура, ° С

800 700

Ac1 730 °C A

Ф

600 500 400 300 200 100 0 0,1 2

П

Б М

HV, кг/мм2 w 800 , °C/с 700 4 6 1,0 2 4 6 10

2

4 6 102 2

4 6 103

2

4 6 104

Время охлаждения, с Рис. 3.2.5. Термокинетическая диаграмма распада аустенита в ОШУ ЗТВ стали 17Г1С [77]

Анализ данных (рис. 3.2.5–3.2.10 и табл. 3.2.2) показал, что сталь 17Г1С наименее склонна к закалке. Она характеризуется наименьшей устойчивостью аустенита. Область мартенситного превращения расположена при скорости охлаждения более 55–60 °С/с. При дополнительном легировании стали ванадием в количестве 0,05 % (сталь 17Г2СФ) устойчивость аустенита несколько повышается. Область частичной закалки находится в интервале скоростей охлаждения 40–65 °С/с.

Структурная составляющая, % KCV –40, Дж/см2

3.2. Структурно-фазовые превращения при сварке... прочности К38–К56 167 100 90 80 70 60 50 40 30 20 10 0

HV Ф

400 HV

300

П

200

Б

KCV

–40

100

M 1

103

10 102 Скорость охлаждения, °C/c

Рис. 3.2.6. Структурная диаграмма ОШУ ЗТВ стали 17Г1С

0,43